DE112005003112B4 - Hochfestes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

Abstract

Ein hochfestes Stahlblech hat eine Metallstruktur, bestehend aus einer Ferritphase, in der eine harte zweite Phase verteilt ist und die 3 bis 30% eines Flächenanteils der harten zweiten Phase aufweist. In der Ferritphase beträgt der Flächenanteil von Nanokörnern, deren Korngrößen 1,2 μm nicht übersteigen, 15 bis 90%, und dS als eine durchschnittliche Korngröße von Nanokörnern, deren Korngrößen 1,2 nicht übersteigen, und dL, als eine durchschnittliche Korngröße von Mikrokörnern, deren Korngrößen 1,2 μm übersteigen, genügen einer Gleichung (dL/dS ≥ 3).

Description

• Die vorliegende Erfindung betrifft hochfeste Stahlbleche und Herstellungsverfahren dafür und betrifft insbesondere eine Herstellungstechnik für hochfeste Stahlbleche für Automobile, die eine hohe Festigkeit bei rascher Verformung, hohe Aufprallenergie-Absorptionscharakteristika und eine gute Bearbeitbarkeit haben.
• Hochfeste Stahlbleche werden für Automobilkarosserien verwendet, und nachfolgend werden Techniken erwähnt, die sich auf diese Arten von Stahlblechen beziehen.
• Die JP 2002-97545 A offenbart ein Stahlblech mit guter Bearbeitbarkeit und hoher Festigkeit, das überragende Formhalteeigenschaften in der maschinellen Bearbeitung und Absorptionseigenschaften für Aufprallenergie aufweist. Ein Stahlblech einer bestimmten Zusammensetzung hat eine komplexe Struktur, die ein Rest-Austenit von nicht weniger als 3 Volumen-% enthält, wobei ein durchschnittliches Verhältnis ungeordneter Röntgenstrahlenverstärkung der Orientierungsgruppe {100} <011> bis {223} <100> an zumindest einem Bereich einer Tiefe von der halben Blechdicke von der Oberfläche nicht weniger als 3,0 beträgt, wobei ein durchschnittliches Verhältnis der ungeordneten Röntgenstrahlenverstärkung der drei Kristallorientierungen {554} <225>, {111} <112> und {111} <110> nicht mehr als 3,5 beträgt, und wobei zumindest ein plastisches Dehnungsverhältnis in den Richtungen, die eine Walzrichtung und eine Richtung orthogonal zur Walzrichtung sind, nicht mehr als 0,7 beträgt.
• Die JP 10.147838 A offenbart ein hochfestes Stahlblech, bestehend aus 0,05 bis 0,20 Gew.-% von C, 2,0 Gew.-% oder weniger von Si, 0,3 bis 3,0 Gew.-% von Mn, 0,1 Gew.-% oder weniger von P, 0,1 Gew.-% oder weniger von Al und den Rest von Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Das Stahlblech hat zwei Phasenstrukturen einer martensitischen Phase und dem Rest einer Ferritphase. Der Volumenanteil der martensitischen Phase beträgt 5 bis 30%, und ein Verhältnis Hv (M)/Hv (F), wobei Hv (M) die Härte der martensitischen Phase ist und Hv (F) die Härte der Ferritphase ist, beträgt 3,0 bis 4,5.
• Die JP 2000-73152 A offenbart ein Herstellungsverfahren für hochfeste Metallbleche, die eine ultrafeine Struktur aufweisen, die durch Wiederholen mehrerer Zyklen der folgenden Prozesse auf eine durchschnittliche Korngröße von nicht mehr als 1 μm verfeinert ist. Die Prozesse enthalten einen Schritt zum Laminieren mehrerer Metallbleche, deren Oberfläche gereinigt ist, und Verbinden der Ränder davon, einen Schritt zum Erhitzen der laminierten Bleche mit den verbundenen Rändern im Bereich einer Erholungstemperatur und unterhalb einer Rekristallisierungstemperatur, einen Schritt zum Walzen und Verbinden der erhitzten laminierten Bleche auf eine vorbestimmte Blechdicke, und einen Schritt zum Schneiden der laminierten Bleche, die durch Walzen verbunden sind, auf eine vorbestimmte Länge in einer Längsrichtung, um hierdurch mehrere Metallbleche herzustellen, und Reinigen der Oberflächen derselben.
• Die JP 2002-285278 A offenbart einen kohlenstoffarmen Stahl mit hoher Festigkeit und hoher Duktilität, mit Eigenschaften, worin die Zugfestigkeit nicht weniger als 800 Mpa beträgt, die durchschnittliche Dehnung nicht weniger als 5% beträgt, und die Dehnung nicht weniger als 20% beträgt. Ein solcher Stahl kann durch die folgenden Prozesse erhalten werden. Ein blanker kohlenstoffarmer Stahl oder ein blanker kohlenstoffarmer Stahl mit nicht mehr als 0,01% Bor in einem Bereich, der eine effektive Menge zum Beschleunigen der martensitischen Umwandlung ist, wird bearbeitet und erhitzt. Dann wird der Stahl, der nicht weniger als 90% einer martensitischen Phase hat, die durch Wasserabkühlung nach Vergröberung der Austenitkörner erhalten ist, unter geringer Umformung (Spannung) bearbeitet. Insbesondere wird der Stahl einer Kaltwalzung bei einer gesamten Reduktionsrate von 20% oder mehr, aber weniger als 80%, sowie einem Niedertemperatur-Glühen bei einer Temperatur von 500 bis 600°C unterzogen, um hierdurch eine durchschnittliche Korngröße einer Ferritstruktur ultrafeiner Körner zu erhalten, die nicht mehr als 1,0 μm beträgt.
• Allgemein ist das Erhöhen der Festigkeit des Stahlblechs für Automobilkarosserien und die Verbesserung der Aufprallenergie-Absorptionscharakteristika wirkungsvoll zum Schutz von Insassen vor einem Aufprall bei Automobilunfällen. Wenn jedoch einfach die Festigkeit des Stahlblechs erhöht wird, sinkt die Bearbeitbarkeit, und die Pressformung ist nur schwer durchzuführen. Daher werden sowohl die Pressformbarkeit als auch die Aufprallenergie-Absorptionseigenschaften allgemein dadurch verbessert, dass die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen erhöht wird, die bei der statischen Verformung entsprechend der Pressformung erzeugt werden und die bei der dynamischen Verformung entsprechend dem Aufprall erzeugt werden.
• D. h. die obige JP 2002-97545 A schlägt ein Stahlblech vor, das eine komplexe Struktur aus Ferrit und Rest-Austenit aufweist, als Stahlblech mit einer großen Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen. Gemäß der Technik, die in der obigen Schrift (Seite 13, Tabelle 2) gezeigt ist, kann man z. B. ein Stahlblech erhalten, in dem die Beanspruchung der statischen Verformung 784 MPa und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen 127 MPa beträgt. Jedoch ist die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen niedriger als jene schweißbarer Stahlbleche. Herkömmlich hatte ein hochfestes Stahlblech, worin die Beanspruchung der statischen Verformung 500 MPa überschreitet, unmöglich eine Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen von nicht weniger als 170 MPa, was jener schweißbarer Stahlbleche entspricht.
• Der Grund hierfür wird nachfolgend erläutert. Eine große Anzahl von Legierungselementen mussten schweißbarem Stahlblech als Rohmaterial hinzugefügt werden, um die Festigkeit zu erhöhen, durch herkömmliche Verfahren, d. h. durch Festlösungs-Verfestigung, Ausscheidungs-Verfestigung, komplexe Strukturverfestigung und Abschreckverfestigung. Daher ist die Reinheit des Ferrits niedrig, wenn die Serie der Methoden angewendet wird. Die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen von Ferrit ist von der thermischen Komponente abhängig, die durch die thermische Schwingung von Atomen erzeugt wird, welche ein Teil des potenziellen Betrags ist, der zur Verlagerungsbewegung erforderlich ist. Die Abhängigkeit der Umformungsrate von der Verformungsbeanspruchung nimmt zu, wenn die thermische Komponente groß ist. Jedoch nimmt die Abhängigkeit der Spannungsrate von der Verformungsbeanspruchung ab, wenn die thermische Komponente aufgrund der niedrigen Reinheit des Ferrits klein ist. Daher war die Abnahme der Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen unvermeidbar, wenn der Stahl durch die herkömmlichen Methoden verfestigt wurde.
• In der JP 10-147838 A kann ein Stahl mit einer komplexen Struktur von Ferrit und Martensit durch Steuerung der Menge des festgelösten Kohlenstoffs verfestigt werden, wobei dieser Prozess einer Einbrennlackierung entspricht (2% Vorverformung und Wärmebehandlung bei 170°C für 20 Minuten). Jedoch ist die Festigkeit nur schwer zu verbessern, wenn die Streckformung zu Biegeformung geändert wird, um die Pressprozesse zu vereinfachen, weil die Festigkeiten von Bereichen, die nicht belastet werden, durch die Methode nicht verändert werden. Darüber hinaus ist in den letzten Jahren Einbrennlackierung bei niedrigen Temperaturen und für kürzere Zeiten durchgeführt worden, und der obige erwartete Effekt ist nur schwer zu erhalten. Daher ist die Entwicklung von Stahlblechen erforderlich geworden, die ausgezeichnete Aufprallenergie-Absorptionseigenschaften ohne Einbrennlackierung aufweisen.
• Unter diesen Umständen wird eine Verfeinerung von Ferritkörnern als Verfahren zur Verfestigung von Stählen beabsichtigt, die unabhängig von den obigen herkömmlichen Methoden ist. D. h. das Verfahren wird zum Verfestigen des Stahls verwendet, indem die Zugabe von Legierungselementen so wenig wie möglich gesteuert wird, aber nicht durch Zufügen von Legierungselementen, sondern durch Vergrößern der Fläche von Korngrenzen und Verfeinern der Körner, wobei die hohe Reinheit des Ferrits erhalten bleibt. Der Umriss der Funktion des Verfahrens ist es, dass die Umformungsrate (Spannungsrate) der Verformungsbeanspruchung unabhängig von der Korngröße ist, die auf der Basis davon gemessen wird, dass eine Migrationsdistanz, die für eine Verschiebung eines Peierl-Potenzials erforderlich ist, von der Korngröße unabhängig ist.
• Die Beziehung zwischen der Korngröße und der Festigkeit ist aus der Hall-Petch'schen Gleichung bekannt, und die Festigkeit gegen die Verformung ist proportional zur –1/2 Potenz der Korngröße. Gemäß der Gleichung wird die Festigkeit erheblich erhöht, wenn die Korngröße z. B. weniger als 1 μm beträgt, wobei die Festigkeit des Stahls, wenn die Korngrößen 1 μm sind, zumindest 3 mal höher ist als jene von Stahl, wenn die Korngrößen 10 μm sind.
• Die obige JP 2000-73152 A kann als ein Beispiel eines Verfahrens zur Verfeinerung von Korngrößen von Ferrit in der Größenordnung von Nanometern erwähnt werden, was kleiner ist als 1 μm, in Bezug auf Stahlbleche, die pressgeformt werden können. Wenn in diesem Verfahren das Laminieren und Walzen für 7 Zyklen wiederholt wird, wird die Struktur eine ultrafeine Struktur, in der Korngrößen in der Größenordnung von Nanometern liegen und die Zugfestigkeit 3,1 mal (870 MPa) so hoch ist wie jene des IF-Stahls, der als Rohmaterial verwendet wird. Jedoch hat das Verfahren zwei Nachteile.
• Der erste Nachteil ist, dass die Duktilität des Materials extrem niedrig ist bei den Bedingungen, unter denen die Struktur nur aus ultrafeinen Körnern hergestellt wird, deren Korngrößen nicht größer sind als 1 μm (nachfolgend ”Nanokörner” genannt). Der Grund hierfür ist z. B. in der Veröffentlichung erwähnt, die von den Erfindern der obigen Druckschrift verfasst wurde ”Iron and Steel” (The Iron and Steel Institute of Japan, Ausgabe 88 (2002), Nr. 7, S. 365, 6b). D. h. die Gesamtdehnung nimmt stark ab, und die durchschnittliche Dehnung nimmt gleichzeitig auf angenähert 0 ab, wenn die Korngrößen von Ferrit kleiner als 1,2 μm sind. Eine solche Struktur ist für presszuformende Stahlbleche ungeeignet.
• Der zweite Nachteil ist, dass die Produktionseffizienz abnimmt und die Produktionskosten hierdurch auf ein großes Ausmaß zunehmen, wenn das Laminieren und Walzen in einem industriellen Prozess wiederholt wird. Es ist eine starke Umformung (Spannung) erforderlich, damit das Stahlblech ultrafeine Körner aufweist, und z. B. erhält man keine ultrafeinen Körner, bis 97% der Umformung, die als Walzrate ausgedrückt wird, durch 5 Zyklen des Laminierens und Walzens ausgeübt wird. Die Ultraverfeinerung kann in einer normalen Kaltwalzung praktisch nicht durchgeführt werden, weil die Dicke des Stahlblechs, das gewalzt werden muss, z. B. von 32 mm bis 1 mm dick ist.
• Die EP 0 945 522 A1 zeigt ein hochfestes Stahlblech, dessen Metallstruktur eine Ferritphase, deren Korngröße zwischen 0,8 und 8,5 μm liegt und deren Volumenanteil 76 bis 95% beträgt, und eine darin verteilte harte zweite Phase, deren Korngröße zwischen 1 und 9,5 μm liegt, aufweist.
• Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein hochfestes Stahlblech anzugeben, in dem die Festigkeit durch Verfeinerung der Ferritkörner verbessert wird, während die Menge von hinzugefügten Legierungselementen verringert wird, der Ausgleich der Festigkeit und der bei der Pressformung erforderlichen Dehnung überragend ist und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen 170 MPa oder mehr beträgt. Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Herstellungsverfahren für ein solches hochfestes Stahlblech anzugeben.
• Zur Lösung der Aufgabe wird ein hochfestes Stahlblech gemäß Anspruch 1 angegeben.
• Bei diesem hochfesten Stahlblech ist die Festigkeit durch Verfeinerung der Ferritkörner verbessert, während die Menge der hinzugefügten Legierungselemente verringert ist, wobei der Ausgleich der Festigkeit und der zur Pressformung erforderlichen Dehnung überragend ist und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen 170 MPa oder mehr beträgt. Im Ergebnis sind die Erfinder zu der Erkenntnis gelangt, dass eine Struktur eines Stahlblechs ohne eine einzige Ferritstruktur gebildet werden kann, deren Korngröße nicht größer als 1,2 μm ist (nachfolgend in der vorliegenden Erfindung einfach ”Nanokörner” genannt), aber mit einer Mischstruktur von Nanokörnern und Ferrit, dessen Korngröße nicht größer als 1,2 μm sind (nachfolgend in der vorliegenden Erfindung einfach ”Mikrokörner” genannt). Beruhend auf diesem Konzept haben die Erfinder ein hochfestes Stahlblech gefunden, in dem ein Effekt von Nanokörnern bei einer dynamischen Verformung erhalten wird und eine niedrige Festigkeit erhalten wird, während der Effekt von Nanokörnern bei der statischen Verformung verringert wird, durch Ausgleich eines Verhältnisses der harten zweiten Phase und der anderen Struktur als der harten zweiten Phase in dem Stahlblech. Allgemein bezieht sich in dem technischen Gebiet der vorliegenden Erfindung das Nanokorn auf ein Korn, in dem die Korngröße 1,0 μm nicht übersteigt, und ein Mikrokorn bezieht sich auf ein Korn, in dem die Korngröße 1,0 μm übersteigt. Im Gegensatz hierzu ist in der vorliegenden Erfindung, wie oben erwähnt, der kritische Wert der Korngröße, der Nanokörner von Mikrokörnern trennt, als 1,2 μm definiert.
• D. h. das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung hat eine Metallstruktur, bestehend aus einer Ferritphase, in der eine harte zweite Phase verteilt ist, und 3 bis 30% eines Flächenverhältnisses der harten zweiten Phase aufweist. In der Ferritphase ist das Flächenverhältnis der Nanokörner 15 bis 90%, und dS als durchschnittliche Größe von Nanokörnern und dL als durchschnittliche Korngröße von Mikrokörnern genügen der folgenden Gleichung (1). dL/dS ≤ 3 (1)
• In einem solchen hochfesten Stahlblech genügen A(ave) als Mittelwert von Ai (i = 1, 2, 3, ...), der als ein Flächenverhältnis der harten zweiten Phase an jedem Gitter ist, und die Standardabweichung s bevorzugt der folgenden Gleichung (2), wenn 9 Stücke oder mehr eines 3 μm Quadrat-Gitters optional im Querschnitt ausgewählt werden, der parallel zur Walzrichtung des Stahlblechs ist. s/A(ave) ≤ 0,6 (2)
• In einem solchen hochfesten Stahlblech sind C und zumindest eines, das aus einer Gruppe ausgewählt ist, die aus Si, Mn, Cr, Mo, Ni und B besteht, enthalten, und C (die Menge des festgelösten Kohlenstoffs, errechnet durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge in Kombination mit Nb und Ti von der gesamten Kohlenstoffmenge) genügt bevorzugt den folgenden Gleichungen (4), (5) und (6) basierend auf der folgenden Gleichung (3). Die Komponentenverhältnisse (Massen-%) der additiven Elemente werden für jedes der additiven Elemente in Gleichung (3) eingesetzt. F₁(Q) = 0,65Si + 3,1Mn + 2Cr + 2,3Mo + 0,3Ni + 2000B (3) F₁(Q) ≥ –40C + 6 (4) F₁(Q) ≥ 25C – 2,5 (5) 0,02 ≤ C ≤ 0,3 (6)
• In einem solchen hochfesten Stahlblech genügen die Zusammensetzungen bevorzugt der folgenden Gleichung (9) basierend auf den folgenden Gleichungen (7) und (8). Die Komponentenverhältnisse (Massen-%) der additiven Elemente werden für jedes der additiven Elemente in den Gleichungen (7) und (8) eingesetzt. F₂(S) = 112Si + 98Mn + 218P + 317Al + 9Cr + 56Mo + 8Ni + 1417B (7) F₃(P) = 500 × Nb + 1000 × Ti (8) F₂(S) + F₃(P) ≤ 360 (9)
• In einem solchen hochfesten Stahlblech sind bevorzugt enthalten zumindest eines von nicht mehr als 0,72 Massen-% von Nb und nicht mehr als 0,36 Massen-% von Ti, und zumindest eines von nicht mehr als 2 Massen-% von P und nicht mehr als 18 Massen-% von Al. Besonders bevorzugt sind enthalten nicht mehr als 5 Massen-% von Si, nicht mehr als 3,5 Massen-% von Mn, nicht mehr als 1,5 Massen-% von Cr, nicht mehr als 0,7 Massen-% von Mo, nicht mehr als 10 Massen-% von Ni und nicht mehr als 0,003 Massen-% von B.
• Die Erfinder haben hinsichtlich eines bevorzugten Herstellungsverfahrens für das obige hochfeste Stahlblech Untersuchungen angestellt. Im Ergebnis haben die Erfinder, um ultrafeine Körner durch normales Kaltwalzen zu erhalten, herausgefunden, dass ein hochfestes Stahlblech mit einer Mischstruktur von Mikrokörnern und Nanokörnern durch Kaltwalzen bei einer erforderlichen Walzreduktion gemäß einem Abstand zwischen den harten zweiten Phasen erhalten werden kann, während die kristalline Struktur vor dem Walzen eine komplexe Struktur von weichem Ferrit und harter zweiter Phase ist, und durch Glühen bei einer Temperatur und mit einer Zeit, die das Wachstum von Körnern unterbindet.
• D. h. ein Herstellungsverfahren für das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung umfasst: Kaltwalzen eines heißgewalzten Stahlblechs, bestehend aus einer Metallstruktur einer Ferritphase und einer harten zweiten Phase in einem Zustand, in dem der Reduktionsindex D der folgenden Gleichung (10) genügt; und Glühen des heißgewalzten Stahlblechs in einem Zustand, der der folgenden Gleichung (11) genügt: D = d × t/t₀ ≤ 1 (10) (d: durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phasen (μm), t: Blechdicke nach dem Kaltwalzen; t₀: Blechdicke zwischen nach dem Heißwalzen und vor dem Kalzwalzen) 680 < –40 × log(ts) + Ts < 770 (11) (ts: Haltezeit (s), Ts: Haltetemperatur (°C), log(ts) ist der Zehner-Logarithmus von ts).
• In einem solchen hochfesten Stahlblech ist bevorzugt ein durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phasen nicht mehr als 5 μm in Richtung der Blechdicke des heißgewalzten Stahlblechs.
• Gemäß der vorliegenden Erfindung sind das Verhältnis der harten zweiten Phase in dem Stahlblech mit einer Mischstruktur von Nanokörnern und Mikrokörpern und einer anderen Struktur als der harten zweiten Phase ausgeglichen. Daher erhält man ein hochfestes Stahlblech, in dem ein Effekt von Nanokörnern bei dynamischer Verformung erhalten wird, und eine niedrige Festigkeit erhalten wird, während der Effekt der Nanokörner bei statischer Verformung verringert wird.
• Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein hochfestes Stahlblech mit einer Mischstruktur von Mikrokörnern und Nanokörnern durch Kaltwalzen bei einer erforderlichen Walzreduktion gemäß einem Abstand zwischen den harten zweiten Phasen hergestellt, während die kristalline Struktur vor dem Walzen eine komplexe Struktur von weichem Ferrit und einer harten zweiten Phase ist, und durch Glühen in einem Temperaturbereich, der das Kornwachstum unterbindet. Das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung, das durch einen solchen Prozess erhalten wird, hat eine Festigkeit, die durch Verfeinern der Ferritkörner verbessert wird, während die Menge von Legierungselementen verringert wird, ein überragender Ausgleich von Festigkeit und der bei der Pressformung erforderlichen Dehnung erhalten wird, und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen innerhalb 170 MPa oder darüber liegt.
• KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
• 1 ist eine Zeichnung, die ein Rahmenformat eines Verfahrens zum Messen eines Abstands zwischen den harten zweiten Phasen in dem heißgewalzten Stahlblech zeigt.
• 2 ist ein Diagramm, das einen Heizverlauf beim Heißwalzen zeigt.
• 3 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen der Haltetemperatur und der Haltezeit des Glühens zeigt.
• 4 zeigt Diagramme von Heizverläufen von fünf Glühmustern.
• 5 ist ein Bild eines Rasterelektronenmikroskops (REM), das eine Struktur eines hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung nach dem Kaltwalzen zeigt.
• 6 ist ein REM-Bild, das eine kristalline Struktur zeigt, die 88% Nanokörner aufweist.
• 7 ist ein REM-Bild, das eine kristalline Struktur zeigt, die 79% Nanokörner aufweist.
• 8 ist ein REM-Bild, das eine kristalline Struktur zeigt, die 39% Nanokörner aufweist.
• 9 ist ein REM-Bild, das eine kristalline Struktur zeigt, die 15% Nanokörner aufweist.
• 10 ist ein Diagramm, das eine Testprobe zeigt, die bei einem Hochgeschwindigkeitszugtest verwendet wurde.
• 11 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen einer Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen von 3 bis 5% durchschnittlicher Beanspruchung und einem Flächenverhältnis von Nanokörnern zeigt.
• 12 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen einer Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen von 3 bis 5% durchschnittlicher Beanspruchung und einer statischen Zugfestigkeit (statischem TS) zeigt.
• 13 ist ein Graph, der eine Beziehung zwischen einer dynamischen Absorptionsenergie bis zu 5% Umformung und einer statischen Zugfestigkeit (statischem TS) zeigt.
• BESTE ART ZUR AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
• Nachfolgend wird eine bevorzugte Ausführung der vorliegenden Erfindung in Bezug auf die Zeichnungen erläutert. Zuerst werden die Gründe zum Definieren verschiedener Einstellgleichungen in dem hochfesten Stahlblech der vorliegenden Erfindung erwähnt. Es sollte angemerkt werden, dass der gesamte Inhalt jedes im Folgenden gezeigten Elements eine Einheit von Massen-% hat, wobei aber der Einfachheit halber diese nur durch ”%” ausgedrückt sind.
• Ein Kohlenstoffstahl wird als Rohmaterial des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung benutzt, und es ist erforderlich, dass es 0,02 bis 0,3% des festgelösten Kohlenstoffs aufweist, der durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge in Kombination mit Nb und Ti von der gesamten Kohlenstoffmenge berechnet wird, wie nachfolgend erwähnt wird. Zumindest eines, das aus einer ersten Elementengruppe gewählt ist, bestehend aus Si, Mn, Cr, Mo, Ni und B, ist in dem Kohlenstoffstahl enthalten zu dem Zweck, die Festigkeit des Stahls zu verbessere, indem die Abschreckbarkeit und die Festlösungs-Verfestigung verbessert werden. Darüber hinaus ist zumindest eines, ausgewählt aus einer zweiten Gruppe, bestehend aus Nb und Ti, nach Bedarf enthalten zu dem Zweck, die Festigkeit des Stahls durch Verfeinerung der Körner und der Ausscheidungs-Verfestigung zu verbessern. Ferner ist zumindest eines, ausgewählt aus einer dritten Gruppe, bestehend aus P und Al, nach Bedarf enthalten zu dem Zweck, die Festigkeit des Stahls durch Festlösungs-Verfestigung zu verbessern.
• Der erhaltene Stahl sollte sämtlichen folgenden Gleichungen (4), (5), (6) und (9) genügen, basierend auf den folgenden Gleichungen (3), (7) und (8), und die chemischen Symbole in den folgenden Gleichungen stellen z. B. Komponentenverhältnisse (Massen-%) jedes Elements dar, wobei ”Cr” ein Komponentenverhältnis (Massen-%) von Cr darstellt. F₁(Q) = 0,65Si + 3,1Mn + 2Cr + 2,3Mo + 0,3Ni + 2000B (3) F₁(Q) ≥ –40C + 6 (4) F₁(Q) ≥ 25C – 2,5 (5) 0,02 ≤ C ≤ 0,3 (6) F₂(S) = 112Si + 98Mn + 218P + 317Al + 9Cr + 56Mo + 8Ni + 1417B (7) F₃(P) = 500 × Nb + 1000 × Ti (8) F₂(S) + F₃(P) ≤ 360 (9)
• Die Bedeutung der Markierungen in den Gleichungen und die Gründe zum Definieren jeder Gleichung werden wie folgt erläutert.
• Gründe zum Definieren der Gleichungen (3), (4) und (5)
• F₁(Q) repräsentiert einen Index der Abschreckbarkeit von Stahl, der definiert ist, wie in Gleichung (3) gezeigt, und aus dem Komponentenverhältnis (Massen-%) jedes additiven Elements berechnet wird.
• Es ist wichtig, dass die Metallstruktur vor dem Kaltwalzen eine komplexe Struktur von weichem Ferrit und harter zweiter Phase hat (zumindest eine von Martensit, Bainit und Rest-Austenit), bei dem Herstellungsverfahren für das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung, was nachfolgend erwähnt wird. Diese Strukturen erhält man durch rasches Abkühlen des Stahls aus dem Zweiphasenbereich des Ferrits und Austenits nach dem Heißwalzen, durch Abkühlen des Stahls auf Raumtemperatur und direktes Erhitzen nach dem Heißwalzen oder durch rasches Abkühlen des Stahls, der kaltgewalzt wurde und dann in dem Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit gehalten wurde, durch Erhitzen nach dem Heißwalzen. Jedoch gibt es zwei Probleme zum Erhalt dieser Strukturen.
• Erstens ist die harte zweite Phase wegen der niedrigen Abschreckbarkeit nur schwer zu erhalten, wenn die Kohlenstoffmenge gering ist. Dementsprechend ist die Zugabe von Elementen der obigen ersten Elementengruppe, die die Abschreckbarkeit verbessert, erforderlich, um auf leichte Weise die harte zweite Phase zu erhalten. Im Gegensatz hierzu ist eine geringe Menge additiver Elemente zum Verbessern der Abschreckbarkeit erforderlich, wenn eine grolle Menge Kohlenstoff vorhanden ist, weil die erforderliche Abschreckbarkeit umgekehrt proportional zur Kohlenstoffmenge ist. Die obige Gleichung (4) zeigt diese Beziehung. Gemäß der Gleichung (4) wird die erforderliche Menge der Elemente zum Verbessern der Abschreckbarkeit dem Stahl hinzugefügt. Die Kohlenstoffmenge (C) repräsentiert die Menge an festgelöstem Kohlenstoff, berechnet durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge in Kombination mit Nb und Ti von der gesamten Kohlenstoffmenge, wie nachfolgend im Detail erläutert wird.
• Zweitens tritt die Perlitumwandlung leicht während des Kühlens von dem Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit auf, wenn die Kohlenstoffmenge groß ist, und die erforderliche harte zweite Phase ist nur schwer zu erhalten. Die Zugabe der ersten Elementengruppe ist wirksam, um dieses Phänomen zu vermeiden. D. h. eine Nase eines Starts der Perlitumwandlung im Diagramm der kontinuierlichen Kühlungsumwandlung (nachfolgend einfach als ”CCT-Diagramm” bezeichnet) verschiebt sich zur Seite der längeren Seite, indem das Element zur Verbesserung der Haltbarkeit hinzugefügt wird. Daher wird eine komplexe Struktur von Ferrit und harter zweiter Phase gebildet, ohne das Perlit herzustellen. Es ist eine große Menge von Elementen zum Verbessern der Abschreckbarkeit erforderlich, weil die Perlitumwandlung leicht auftritt, wenn der Kohlenstoff in einer großen Menge enthalten ist. Die obige Gleichung (5) zeigt diese Beziehung. Gemäß der Gleichung (5) wird die erforderliche Menge der Elemente zum Verbessern der Abschreckbarkeit dem Stahl hinzugefügt. Es sollte angemerkt werden, dass die Kohlenstoffmenge durch C repräsentiert wird, wie oben erwähnt ist.
• Erläuterung von C und der Grund zum Definieren der Gleichung (6)
• C repräsentiert die Menge von fest gelöstem Kohlenstoff, berechnet durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge in Kombination mit der zweiten ppElementengrue (Nb und Ti) von der gesamten Kohlenstoffmenge und . Es sollteinem Wert, der durch die folgende Gleichung (12) berechnet iste angemerkt werden, dass die Komponentenverhältnisse (Massen-%) der additiven Elemente für jedes der additiven Elemente in Gleichung (12) eingesetzt werden. C = (gesamte Kohlenstoffmenge) – (12/92,9 × Nb + 12/47,9 × Ti) (12)
• Jeder Koeffizient von 92,9 und 47,9 in Gleichung (12) repräsentiert ein Atomgewicht von Nb oder Ti, und (12/92,9 × Nb + 12/47,9 × Ti) repräsentiert die Kohlenstoffmenge (Massen-%), die mit Nb oder Ti kombiniert ist und Carbid bildet. Daher wird die Menge des festgelösten Kohlenstoffs durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge, die mit Nb oder Ti kombiniert ist und Carbid bildet, von der gesamten Kohlenstoffmenge berechnet.
• Die Gleichung (6) definiert eine Obergrenze und eine Untergrenze der Menge des festgelösten Kohlenstoffs, um die Metallstruktur in dem Bereich der optionalen Menge vor dem Kaltwalzen herzustellen. Die Untergrenze ist als 0,02% definiert, weil die harte zweite Phase nicht erzeugt wird, selbst wenn das Element zum Verbessern der Abschreckbarkeit zu dem Stahl hinzugefügt wird und eine einzige Ferritphase erzeugt wird, wenn die Kohlenstoffmenge weniger als 0,02% beträgt. Die Korngröße des Stahls mit einer einzigen Ferritphase kann nicht in die Größenordnung von Nanometern verfeinert werden, welche kleiner als 1 μm ist, solange nicht besondere Verfahren, wie etwa das obige Verfahren des wiederholten Laminierens und Walzens angewendet wird.
• Die Obergrenze ist als 0,3% definiert, weil die beabsichtigte komplexe Struktur von Ferrit und der harten zweiten Phase nicht erhalten wird, wenn die Obergrenze über 0,3% liegt. Die Nase der Perlitumwandlung in dem CCT-Diagramm bleibt an der Seite der kürzeren Zeit, selbst wenn das Element zum Verbessern der Abschreckbarkeit hinzugefügt wird, wenn C mehr als 0,3% beträgt. Dementsprechend unterliegt die Nase der Perlitverformung bei irgendeiner Kühlrate bei der raschen Kühlung von dem Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit, wodurch die Metallstruktur vor dem Kaltwalzen eine komplexe Struktur von Ferrit und Perlit wird.
• Es sollte angemerkt werden, dass das Perlit eine lamellenartige Struktur hat, die Ferrit und Cementit aufweist, das eine Verbindung von Kohlenstoff und Eisen ist, und das Cementit bei Verformung so brüchig ist, dass die Energie des Kaltwalzens beim Aufbrechen des Cementits verbraucht wird. Daher kann die weiche Ferritphase, die eine Eigenschaft eines Herstellungsverfahrens für die vorliegende Erfindung ist, keine große Spannung haben, wenn in der Stahlstruktur das Perlit enthalten ist. Dementsprechend ist C, das eine Obergrenze ist, als 0,03% definiert, um die Perlitumwandlung durch Hinzufügen des Elements zum Verbessern der Abschreckbarkeit zu vermeiden.
• Gründe zum Definieren der Gleichungen (7), (8) und (9)
• F₂(S) repräsentiert eine verfestigte Menge des hochfesten Stahlblechs, das durch einen Effekt der Festlösungs-Verfestigung der ersten und dritten Elementengruppe verfestigt ist, und ist ausgedrückt durch MPa, berechnet aus den Massen-% der additiven Elemente gemäß der Gleichung (7). Der Koeffizient, der mit jedem Element in Gleichung (7) multipliziert ist, wird durch die folgende Gleichung (13) basierend auf dem folgenden Konzept errechnet. (Koeffizient jeden Elements) = |r(X) – r(Fe)|/r(Fe) × M(Fe)/M(X) × 1000 (13)
• Es sollte angemerkt werden, dass r(X) den Atomradius jedes Elements repräsentiert, r(Fe) den Atomradius von Eisen repräsentiert, M(X) das Atomgewicht jedes Elements repräsentiert und M(Fe) das Atomgewicht von Eisen repräsentiert.
• Die Bedeutung der Gleichung (13) wird wie folgt erläutert. D. h. die Differenz von Atomradien zwischen einem bestimmten Element und Eisen wird durch den Atomradius von Eisen dividiert und der Quotient davon ist proportional zur Menge der Festlösungs-Verfestigung in Bezug auf das eine Element. Um die Einheit in eine Einheit in Bezug auf Massen-% des relevanten Elements umzuwandeln, wird der Quotient mit dem Verhältnis des Atomgewichts von Eisen und des relevanten Elements multipliziert und darüber hinaus wird der Quotient mit 1000 multipliziert, um die Einheit in MPa umzuwandeln. Die physikalischen Konstanten jedes Elements, die verwendet wurden, und die Koeffizienten von Gleichung (13), die mit eingeführt werden, sind in Tabelle 1 gezeigt. Tabelle 1

  Chemisches Symbol	Fe	Si	Mn	P	Al	Cr	Mo	Ni	B
  Atomradus r(X)	1,24	1,17	1,12	1,09	1,43	1,25	1,38	1,25	0,9
  (r(X) – r(Fe))/r(Fe)	-	0,0565	0,0968	0,1210	01532	0,0081	0,0968	0,0081	0,2742
  Atomgewicht M(X)	55,8	28,1	54,9	31,0	27,0	52,0	95,9	58,7	10,8
  M(Fe)/M(X)	-	1,99	1,02	1,80	2,07	1,07	0,58	0,95	5,17
  Koeffizient der Gleichung (13)	-	112	98	218	317	9	58	8	1417

• F₃(P) repräsentiert einen Index des Verfestigungsbetrags, wenn der Stahl durch Ausscheidungs-Verfestigung mit Carbiden, die aus der obigen zweiten Elementengruppe und den Kohlenstoffen im Stahl hergestellt sind, verfestigt wird, der so definiert ist, wie in der obigen Gleichung (8).
• Die Bedeutung der Gleichung (8) wird wie folgt erläutert. D. h. Nb und Ti bilden in einem Stahl leicht Carbide. Z. B. sind sowohl das Löslichkeitsprodukt von Nb und Kohlenstoff im Stahl als auch das Löslichkeitsprodukt (Massen-%) von Ti und Kohlenstoff in der Größenordnung von 10 bis zur –5. Potenz bei 800°C. Ti und Nb können als Festlösungen im Kohlenstoffstahl kaum vorkommen, sind aber in der Lage, als Carbide in Kombination mit Kohlenstoff 1:1 zu existieren, d. h. NbC oder TiC. Daher ist ein Betrag der Ausscheidungs-Verfestigung zu erwarten, der proportional zur Zugabemenge von Nb und Ti ist. Dieser Fall wird angewendet, wenn Kohlenstoffe, die nicht mit Nb oder Ti kombiniert sind, verbleiben, und der erwartete Betrag der Ausscheidung kann nicht erhalten werden, wenn eine größere Menge von Nb oder Ti hinzugefügt wird, sofern der gesamte Kohlenstoff mit Nb oder Ti kombiniert ist. Darüber hinaus verändert sich der Betrag der Ausscheidungs-Verfestigung aufgrund der Größe der Präzipitate.
• Allgemein nimmt die Funktion der Ausscheidungs-Verfestigung ab, wenn die Präzipitate grob sind. Die vorliegende Erfindung erwartet nicht, das hochfeste Stahlblech bei einer Temperatur von 700°C oder darüber zu erhalten, indem die Carbide von Nb oder Ti leicht wachsen, für eine lange Zeit beim Abglühen nach dem Kaltwalzen, wie es unten erwähnt ist. Daher verteilen sich die Carbide von Nb oder Ti gleichmäßig und fein in dem Stahl, und der Betrag der Ausscheidungs-Verfestigung wird nur durch die Zugabemenge von Nb und Ti bestimmt. Die obige Gleichung indiziert diese Funktion.
• Jeder Koeffizient von 500 und 1000 in Gleichung (8) repräsentiert die Menge der Ausscheidungs-Verfestigung in Bezug auf 1 Massen-% von Nb oder Ti, und wurde aus Experimenten erhalten. Der Gesamtbetrag der Ausscheidungs-Verfestigung von Nb und Ti wird als F₃(P) bezeichnet, das ist der Gesamtbetrag der Ausscheidungs-Verfestigung.
• Mit dieser technischen Expertise gibt die Gleichung (9) an, dass der gesamte Verfestigungsbetrag von Eisen, der durch die Festlösungs-Verfestigung und die Ausscheidungs-Verfestigung durchgeführt wird, nicht mehr als 360 MPa betragen sollte, weil die große Differenz in den statischen und dynamischen Beanspruchungen (die Differenz zwischen der statischen Festigkeit und der dynamischen Festigkeit), die eine Eigenschaft der vorliegenden Erfindung ist, nicht auftritt, wenn der Betrag der Verfestigung des Stahlblechs zu groß ist. Die Reinheit des Ferrits sinkt, und die Verformungsbeanspruchung von Ferrit ist tendenziell nicht von der Spannungsrate abhängig, wenn das Ferrit durch Hinzufügen einer großen Menge von Legierungselementen stark verfestigt wird, wie oben erwähnt. Die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen, die höher ist als jene von herkömmlichem Stahl, wird in der Metallstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung erhalten, wenn die Reinheit des Ferrits nicht kleiner als ein bestimmter Grad ist, sondern eine große Differenz in statischen und dynamischen Beanspruchungen nicht erzeugt wird, wenn die Reinheit des Ferrits zu gering ist.
• Die Erfinder haben in Bezug auf die Quantifizierung der Reinheit des Ferrits, die zum Erzeugen der großen Differenz in den statischen und dynamischen Beanspruchungen erforderlich ist, Untersuchungen angestellt. Im Ergebnis haben die Erfinder experimentell aufgezeigt, dass der Grad des negativen Effekts jedes additiven Elements auf die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen von Ferrit proportional zum Verfestigungsbetrag von Ferrit (Festlösungs-Verfestigung und Ausscheidungs-Verfestigung) in Bezug auf die Einheitsmenge der Zugabe (Massen-%) ist. Die Erfinder haben basierend auf diesen Ergebnissen Untersuchungen angestellt und sie haben die Obergrenze des Verfestigungsbetrags des Ferrits, die zum Erzeugen der großen Differenz in den statischen und dynamischen Beanspruchungen als 360 MPa aufgezeigt. Die obige Gleichung (9) definiert dieses Ergebnis.
• Gründe zum Definieren jeder chemischen Zusammensetzung
• Die Gründe zum Definieren jeder chemischen Zusammensetzung in dem hochfesten Stahlblech der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend angegeben. Es sollte angemerkt werden, dass der gesamte Gehalt jedes Elements, wie im Folgenden gezeigt, die Einheit von Massen-% hat, die aber der Einfachheit halber nur als % ausgedrückt sind. Kohlenstoff ist durch die Gleichung (6) einzeln definiert, und die anderen Elemente sind in den meisten Fällen durch die Gleichungen (4) und (5) für die Untergrenze und die Gleichungen (9), (14) und (15) für die Obergrenze einzeln definiert, und darüber hinaus werden die Obergrenzen einzeln bestimmt. Cr ≤ 1,5 (14) Mo ≤ 0,7 (15)
• C: 0,02 bis 0,3% als festgelöster Kohlenstoff
• Eine Mischstruktur von Ferrit und Austenit wird bei hoher Temperatur durch Hinzufügen von Kohlenstoff gebildet, und die harte zweite Phase von Martensit, Bainit und Rest-Austenit wird durch rasches Abkühlen davon gebildet. Daher ist Kohlenstoff das wichtigste Element in der vorliegenden Erfindung.
• Der festgelöste Kohlenstoff ohne den als Carbid ausgeschiedenen Kohlenstoff genügt der Gleichung (6) durch Einstellen der Kohlenstoffmenge, wenn Nb und Ti dem hochfesten Stahlblech der vorliegenden Erfindung hinzugefügt werden. Die Zugabemenge von Kohlenstoff wird eingestellt, damit der festgelöste Kohlenstoff, außer der als Carbid ausgeschiedener Kohlenstoff, wenn Nb und Ti dem hochfesten Stahlblech der vorliegenden Erfindung hinzugefügt sind, der obigen Gleichung (6) genügt. Die Metallstruktur vor dem Kaltwalzen wird in Ferrit umgewandelt, wenn die Menge des festgelösten Kohlenstoffs weniger als 0,02% beträgt, und wird in eine komplexe Struktur von Ferrit und Perlit umgewandelt, wenn die Menge des festgelösten Kohlenstoffs mehr als 0,3% beträgt, die beide für das Herstellungsverfahren für das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung nicht geeignet sind.
• Die erste Elementengruppe: Si, Mn, Cr, Mo, Ni und B
• Die Elemente der ersten Elementengruppe werden dem Stahl zugefügt, um die Abschreckbarkeit zu verbessern und die Festigkeit durch Fest-Verfestigung zu verbessern. Die Zugabemenge wird so eingestellt, dass sie den Gleichungen (4), (5), (9), (14) und (15) genügt. Die Gründe zum Definieren der Obergrenze und der Untergrenze der Zugabemenge jedes Elements werden nachfolgend erläutert.
• Si: 0,2 bis 5%
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Si weniger als 0,2% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,2% definiert. Fe₃Si, das eine intermetallische Verbindung mit einem kristallinen Strukturtyp von D03 oder B2 ist, wird durch Kombination von Si mit Fe gebildet und senkt die Duktilität von Stahl, wenn die Zugabemenge von Si mehr als 5% beträgt. Daher ist die Obergrenze als 5% definiert.
• Mn: 0,1 bis 3,5
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Mn weniger als 0,1% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,1% definiert. Das Austenit existiert als stabilisierte Phase bei der Zugabe zu Ferrit bei Raumtemperatur, wenn die Zugabemenge von Mn mehr als 3,5% beträgt. Austenit ist unerwünscht, weil Austenit eine geringe Festigkeit hat und die Festigkeit des gesamten Stahls senkt. Daher ist die Obergrenze als 3,5% definiert.
• Cr: 0,1 bis 1,5%
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Cr weniger als 0,1% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,1% definiert. Die Menge des festgelösten Chroms erhält man nicht so weit wie die Zugabemenge, und die Abschreckbarkeit könnte nicht verbessert werden, weil der Kohlenstoff in dem Stahl und Cr zur Bildung von Carbid kombinieren, wenn die Zugabemenge von Cr mehr als 1,5% beträgt. Daher ist die Obergrenze als 1,5% definiert, wobei Cr in der Lage ist, in einem festgelösten Zustand zu existieren.
• Mo: 0,1 bis 0,7%
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Mo weniger als 0,1% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,1% definiert. Die Menge des festgelösten Molybdäns erhält man nicht so weit wie die Zugabemenge, und die Abschreckbarkeit könnte nicht verbessert werden, weil der Kohlenstoff in dem Stahl und Mo zur Bildung von Carbid kombinieren, wenn die Zugabemenge von Mo mehr als 0,7% beträgt. Daher ist die Obergrenze als 0,7% definiert, worin Mo in der Lage ist, in einem festgelösten Zustand zu existieren.
• Ni: 0,2 bis 10%
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Ni weniger als 0,2% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,2% definiert. Das Austenit existiert als stabilisierte Phase neben dem Ferrit bei Raumtemperatur, wenn die Zugabemenge von Ni mehr als 10% beträgt. Austenit ist unerwünscht, weil das Austenit eine niedrige Festigkeit hat und die Festigkeit des gesamten Stahls senkt Daher ist die Obergrenze als 10% definiert.
• B: 0,0005 bis 0,003%
• Die Verbesserung der Abschreckbarkeit erhält man nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von B weniger als 0,0005% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,0005% definiert. Die Festlöslichkeitsgrenze von B des Ferrits ist extrem gering, und B sondert sich hauptsächlich in der Korngrenze des Stahls ab, wenn die Zugabemenge von B klein ist, wobei aber die Bereiche der Korngrenzen nicht ausreichen, damit B existiert, wenn die Zugabemenge von B mehr als 0,003% beträgt, wodurch Fe₂B, das eine intermetallische Verbindung ist, erzeugt wird und die Duktilität des Stahls senkt. Daher ist die Obergrenze als 0,003% definiert.
• Die zweite Elementengruppe: Nb und Ti
• Die Elemente der zweiten Elementengruppe werden nach Bedarf hinzugefügt, um die Körner zu verfeinern und den Stahl durch Ausscheidungs-Verfestigung zu verfestigen. Die Gründe zum Definieren der Obergrenze und der Untergrenze der Zugabemenge jedes Elements werden nachfolgend erläutert.
• Nb: 0,01 bis 0,72%
• Der Effekt der Verfeinerung und der Ausscheidungs-Verfestigung entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Nb weniger als 0,1% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,01% definiert. Die Gleichung (8) zeigt klar, dass der Betrag der Ausscheidungs-Verfestigung allein durch NbC zu 360 MPa kommt, wenn die Zugabemenge von Nb mehr als 0,72% beträgt, was der obigen Gleichung (9) nicht genügt, wodurch die Obergrenze von Nb als 0,72% definiert wird.
• Ti: 0,01 bis 0,36%
• Der Effekt der Verfeinerung und der Ausscheidungs-Verfestigung entsteht nicht eindeutig, wenn die Zugabemenge von Ti weniger als 0,01% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,01% definiert. Die Gleichung (8) zeigt klar, dass der Betrag der Ausscheidungs-Verfestigung allein durch TiC zu 360 MPa kommt, wenn die Zugabemenge von Ti mehr als 0,36% beträgt, und was der obigen Gleichung (9) nicht genügt, wodurch die Obergrenze von Ti als 0,36% definiert wird.
• Die dritte Elementengruppe: P und Al
• Die Elemente der dritten Elementengruppe werden nach Bedarf als Elemente zum Verfestigen des Stahls hinzugefügt. Die Gründe zum Definieren der Obergrenze und der Untergrenze der Zugabemenge jedes Elements werden nachfolgend erläutert.
• P: 0,03 bis 2%
• Die Zugabe von P ist wirksam als ein Element zur Festlösungs-Verfestigung des Stahls, die man nicht eindeutig erhält, wenn die Zugabemenge weniger als 0,03% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,03% definiert. Fe₃P, das eine intermetallische Verbindung ist, wird erzeugt und senkt die Duktilität des Stahls, wenn die Zugabemenge von P mehr als 2% beträgt. Daher ist die Obergrenze als 2% definiert.
• Al: 0,01 bis 18%
• Al ist ein Element zur Festlösungs-Verfestigung und ist als Deoxidierungsmittel wirksam, um hierdurch aus einem Stahl ”gekillten Stahl” herzustellen. Al kombiniert mit gelöstem Sauerstoff in dem Stahl beim Prozess der Stahlherstellung und tritt als Aluminiumoxid aus, das entfernt wird, um die Duktilität und die Zähigkeit des Stahls zu verbessern. Dementsprechend wird Al nach Bedarf hinzugefügt. Es sollte angemerkt werden, dass die Funktion als Deoxidierungsmittel und als Element zur Festlösungs-Verfestigung nicht erhalten werden, wenn die Zugabemenge weniger als 0,01% beträgt. Daher ist die Untergrenze als 0,01% definiert. Andererseits wird Fe₃Al, das eine intermetallische Verbindung ist, erzeugt und senkt die Duktilität von Stahl, wenn die Zugabemenge von Al mehr als 18% beträgt. Daher ist die Obergrenze als 18% definiert.
• Gründe zum Definieren der Strukturen
• Die Metallstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung wird im Detail erläutert.
• Die Metallstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung sollte allen Anforderungen genügen, die in den folgenden Absätzen 1, 2, 3 und 4 angegeben sind.
• 1. Die Metallstruktur umfasst eine Ferritphase und eine harte zweite Phase (zumindest eine ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus Cementit, Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit). Das Flächenverhältnis der harten zweiten Phase beträgt 3 bis 30%, gemessen auf dem Sekundärelektronenbild (nachfolgend als ”REM-Bild” bezeichnet) aufgenommen mit einem Rasterelektronenmikroskop bei einem Vergrößerungsverhältnis von 5000, nachdem ein Querschnitt parallel zur Walzrichtung eines Stahlblechs ausgeschnitten und mit Salpeterethanol geätzt ist.
• 2. Die harte zweite Phase wird gleichmäßig in der Ferritphase der Metallstruktur verteilt und genügt der folgenden Anforderung. D. h. A(ave) als Mittelwert von Ai (i = 1, 2, 3 usw.), das ein Flächenverhältnis der harten zweiten Phasen an jedem Gitter ist, und die Standardabweichung s, genügen bevorzugt der folgenden Gleichung (2), wenn nicht weniger als 9 Stück eines 3 μm Gitterquadrats optional in einem REM-Bild eines Querschnitts gewählt werden, der parallel zur Walzrichtung des Stahlblechs ist, und der mit einem Vergrößerungsverhältnis von 5000 aufgenommen wird. s/A(ave) ≤ 0,6 (2)
• 3. In einem bei einem Vergrößerungsverhältnis von 5000 aufgenommenen REM-Bild eines Querschnitts parallel zur Walzrichtung des Stahlblechs beträgt das Flächenverhältnis von Nanokörnern in einem Ferritanteil, in dem die zweite harte Phase aus der Gesamtfläche ausgeschlossen ist, 15 bis 90%.
• 4. Eine durchschnittliche Korngröße von Nanokörnern dS und eine durchschnittliche Korngröße von Mikrokörnern dL genügen der folgenden Gleichung (1). dL/dS ≥ 3 (1)
• Es sollte angemerkt werden, dass die durchschnittliche Korngröße dem Radius eines Kreises entspricht, der durch jede Fläche von Ferritkörnern bestimmt ist, die alle durch Bildanalyse in einem bei einem Vergrößerungsverhältnis von 5000 aufgenommenen REM-Bild eines Querschnitts parallel zur Walzrichtung des Stahlblechs gemessen werden. Insbesondere wenn die Fläche der Ferritkörner, gemessen durch Bildanalyse, als Si definiert ist (i = 1, 2, 3 usw.), wird Di (i = 1, 2, 3 usw.) entsprechend dem Radius eines Kreises durch die folgende Gleichung (16) berechnet. Di = 2(Si/3,14)^1/2 (16)
• Die Gründe zum Definieren der obigen Anforderungen 1 bis 4 werden nachfolgend erläutert. D. h. die Festlösungselemente, wie etwa Kohlenstoff, werden aus dem Ferritteil zu der zweiten harten Phase durch Dispersion und Ausscheidung einer geeigneten Menge der harten zweiten Phase gleichmäßig extrahiert, wodurch die Duktilität des Stahls erhöht wird und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen erhöht wird. Die Reinheit des Ferritanteils, der eine geringe Dichte der harten zweiten Phase hat, wird gesenkt, wenn die harten zweiten Phasen nicht gleichmäßig verteilt werden, wodurch die hohe Duktilität und die hohe Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen nicht erreicht werden können.
• Der Grund zum Definieren des Flächenverhältnisses der harten zweiten Phasen als 3 bis 30% wird nachfolgend beschrieben. D. h. die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen wird nicht vergrößert, weil die Reinheit des Ferrits nicht hoch genug ist, wenn das Flächenverhältnis der harten zweiten Phase weniger als 3% beträgt. Andererseits wird die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen in dem gesamten Material nicht verbessert, weil der negative Effekt der harten zweiten Phase, die eine geringe Reinheit hat und eine geringe Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen hat, verstärkt wird, obwohl die Reinheit des Ferrits und die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen hoch sind, wenn das Flächenverhältnis der harten zweiten Phase mehr als 30% beträgt.
• Es sollte angemerkt werden, dass die harte zweite Phase in der Struktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung eine Phase, die mit Ferrit im Gleichgewicht steht, eine Struktur, die aus der Gleichgewichtsphase während des Abkühlungsprozesses umgewandelt ist, sowie eine Struktur, die durch Glühen der umgewandelten Struktur transformiert ist, aufweist. Insbesondere besteht die harte zweite Phase aus zumindest einem oder mehreren, ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus Cementit, Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit. Cementit existiert als Phase im Gleichgewicht mit Ferrit in Stahl, und Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit sind Strukturen, die aus den Gleichgewichtsphasen umgewandelt sind. Das Rest-Austenit ist nicht umgewandeltes Austenit, das als Gleichgewichtsphase nur bei hoher Temperatur existiert und bei Raumtemperatur verbleibt, und dessen Struktur als umgewandelte Struktur enthalten ist, da die Struktur bei Raumtemperatur durch Abkühlen von Austenit erhalten wird, obwohl das Rest-Austenit praktisch nicht umgewandelt ist.
• Zusätzlich zu diesen Phasen und Strukturen existieren getempertes Bainit, getempertes Martensit, Troostit, Sorbit und eine Struktur, die ein kugelförmig gemachtes Cementit aufweist, das durch Glühen von Perlit gebildet ist. Diese Strukturen sind als eine der harten zweiten Phase enthalten, deren Namen oben spezifisch erwähnt sind.
• Das getemperte Bainit, das eine zähgemachte Struktur ist, die durch Auskühlen von Bainit bei 300 bis 400°C gebildet ist, hat eine Mischstruktur von Ferrit und Cementit mit einer hohen Dislokationsdichte, und unterscheidet sich im Wesentlichen nicht von Bainit, wodurch es in der vorliegenden Erfindung als Bainit enthalten ist.
• Das getemperte Martensit, das durch das Glühen des Martensits und Verringern von desen Härte zäh gemacht ist, ist als Martensit in der vorliegenden Erfindung enthalten. Das Tempern des Martensits ist ein Prozess des Zersetzens von Martensit mit übersättigtem festgelöstem Kohlenstoff in Ferrit und Carbid. Z. B. hat, wie in Steel Materials, Modern Metallurgy Course, Material Volume 4, S. 39, herausgegeben vom Japan Institute of Metals, Ferrit eine hohe Dislokationsdichte, und eine Zusammensetzung von Paketen und Blöcken, die eine Eigenschaft von Gitter-Martensit ist, verändert sich nicht, obwohl Ferrit bei 300 bis 500°C getempert wird. Obwohl daher ein getempertes Martensit einen hohen Härtegrad hat, verliert es nicht die Eigenschaften von Martensit. Darüber hinaus diffundieren, wie auf Seite 39 in der obigen Schrift gezeigt, festgelöste Kohlenstoffe, die in Martensit übersättigt sind, direkt nach dem Härten extrem leicht, wodurch Kohlenstoffe wandern und einen Vorbereitungsschritt der Ausscheidung bei etwa –100°C beginnen. Dementsprechend sind fast gehärtetes Martensit und ein getempertes Martensit nur schwer klar unterscheidbar. Martensit und getempertes Martensit sind, im Hinblick auf den obigen Fall, in der vorliegenden Erfindung als die gleiche Struktur enthalten.
• Troostit, das jetzt nicht häufig verwendet wird, wird in ”JIS G 0201 Glossary of terms used in iron and steel (Heat treatment)” als getempertes Troostit und gehärtetes Troostit kategorisiert. Getempertes Troostit, dessen Struktur erzeugt wird, wenn Martensit getempert wird, besteht aus feinem Ferrit und Cementit, ist jedoch praktisch getempertes Martensit. Gehärtetes Troostit ist eine Struktur aus feinem Perlit, das durch Härtung erzeugt ist, und ist in der vorliegenden Erfindung als Perlit enthalten.
• Sorbit, das jetzt nicht häufig verwendet wird, wird in ”JIS G 0201 Glossary of terms used in iron and steel (Heat treatment)” als getempertes Sorbit und gehärtetes Sorbit kategorisiert. Getempertes Sorbit ist eine Mischstruktur von Cementit und Ferrit, die durch Tempern von Martensit ausgeschieden werden und kugelförmig wachsen, ist jedoch praktisch getempertes Martensit. Gehärtetes Sorbit ist eine Struktur aus feinem Perlit, das durch Härtung erzeugt ist, und ist in der vorliegenden Erfindung als Perlit enthalten.
• Eine Struktur, die durch Glühen von Perlit gebildetes kugelgeglühtes Cementit aufweist, ist eine Mischstruktur von Ferrit und Cementit, und in anderen Worten, die zweite harte Phase ist Cementit.
• Nachfolgend wird ein Ferritanteil außer für die harte zweite Phase erläutert. Die Struktur des Ferritanteils ist eine Mischstruktur, die verschiedene Korngrößen von Nanokörnern und Mikrokörnern hat. Daher hat die Struktur von Ferrit eine relativ niedrige Festigkeit und einen überragenden Ausgleich der Festigkeit und der Duktilität beim Pressformen und zeigt eine überragende Festigkeit bei Hochgeschwindigkeitsverformung, wie etwa einem Aufprall, nachdem es zu einem Produkt gefertigt worden ist. Dementsprechend sind die Formbarkeit und die Aufprallenergie-Absorptionscharakteristika durch die Struktur des Ferrits auf einen hohen Grad ausgeglichen.
• Der Grund dafür, dass die Korngröße eines Nanokorns als nicht mehr als 1,2 μm definiert wird, wird nachfolgend beschrieben. D. h. z. B. ”Iron and Steel” (The Iron and Steel Institute of Japan, Band 88 (2002), Nr. 7, S. 365, 6b) offenbart, dass die Materialeigenschaft, insbesondere die Duktilität, sich diskontinuierlich verändert, wenn eine Korngröße von Ferrit einen Bereich von etwa 1,2 μm erreicht. Insbesondere sinkt die gesamte Dehnung stark und die durchschnittliche Dehnung erfolgt nicht, wenn die Korngrößen von Ferrit kleiner als 1,2 μm sind.
• Die Gründe für das Definieren verschiedener Arten von Gleichungen, chemischen Zusammensetzungen und Strukturen in Bezug auf das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung sind oben erwähnt. Die Funktionen in Bezug auf die Wirkungen des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung werden nachfolgend im Detail erläutert.
• Erste Funktion im Hinblick auf Effekte des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung
• Das Folgende sind Funktionen zum Erhalt der großen Differenz in statischen und dynamischen Beanspruchungen, indem Ferrit zu einer Mischstruktur von Nanokörnern und Mikrokörnern gemacht wird. Das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung ist ein Stahlblech mit einer komplexen Struktur, die einen extrem hochfesten Anteil von Nanokörnern, deren Korngrößen nicht mehr als 1,2 μm sind, und einen normal festen Anteil von Mikrokörnern, deren Korngrößen größer als 1,2 μm sind, aufweist. Das Verhalten der statischen Verformung des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung ist das gleiche wie das Verformungsverhalten eines normalen Stahlblechs mit einer komplexen Struktur, und die Verformung beginnt zuerst an dem am meisten verformbaren Teil des Materials, insbesondere an der Innenseite der Mikrokörner oder einer Grenze von Nanokörnern in Mikrokörner bei statischer Verformung. Danach schreitet die Verformung hauptsächlich durch Mikrokörner langsam fort. Daher schreitet die Verformung durch eine Beanspruchung fort, die gleich der Beanspruchung ist, wenn die Verformung nur durch Mikrokörner fortschreitet, und die Festigkeit und Duktilität sind allgemein ausgeglichen.
• Das Verformungsverhalten von hochfestem Stahlblech der vorliegenden Erfindung unterscheidet sich von normalen Stahlblechen, wenn die schnelle Verformung etwa 1000/s der Umformungsrate ist. Die Verformungsrate ist etwa 100.000 mal schneller als jene der statischen Verformung und die Verformung, die hauptsächlich durch weiche Mikrokörner fortschreitet, erfolgt daher nur schwer. Daher sind, abgesehen von der Verformung von Mikrokörnern, Verformungen der Innenseiten von Nanokörnern erforderlich. Dementsprechend steigt der Effekt der Nanokörner, die eine extrem hohe Festigkeit haben, stark an, und es ist eine hohe Verformungsspannung erforderlich.
• Dieses Phänomen tritt auf, wenn das Verhältnis von Nanokörnern im Bereich von 15 bis 90% liegt. Der Effekt der Nanokörner ist gering, wenn das Verhältnis von Nanokörnern kleiner als 15% ist, und die weichen Mikrokörner werden in beiden Fällen einer statischen Verformung und einer dynamischen Verformung um einen ausreichenden Betrag verformt, wodurch die Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen nicht zunimmt. Andererseits ist der Effekt der Nanokörner bei der statischen Verformung groß, weil die Struktur angenähert vollständig aus Nanokörnern besteht, wenn der Anteil von Nanokörnern mehr als 90% beträgt, und dies ist aufgrund der niedrigen Duktilität für die Pressformung nicht geeignet, obwohl die Festigkeit hoch ist. Dementsprechend kann eine überragende Festigkeit bei rascher Verformung, hohe Aufprallenergie-Absorptionscharakteristika und überragende Bearbeitbarkeit nicht in Ausgleich gebracht werden, wenn der Anteil von Nanokörnern weniger als 15% und mehr als 90% beträgt.
• Die obigen Erläuterungen in Bezug auf hochfestes Stahlblech der vorliegenden Erfindung und das bevorzugte Herstellungsverfahren für hochfestes Stahlblech werden nachfolgend erläutert. Das hochfeste Stahlblech der vorliegenden Erfindung kann durch normale Herstellungsprozesse für kaltgewalzte Stahlbleche hergestellt werden, d. h. die Prozesse des Brammengießens, Heißwalzens, Kaltwalzens und Glühens.
• Brammengießen
• Brammengießen wird durch ein normales Verfahren mit bestimmten Zusammensetzungen durchgeführt. In der Industrie werden Brammeneisen direkt verwendet, oder es werden kalte Eisenquellen, wie etwa kommerzieller Abfall und Intermediärabfall, der beim Herstellungsprozess für Stahl gewonnen wird, in einem elektrischen Ofen oder einem Stahlkonverter geschmolzen und dann in Sauerstoff ausgekocht, und sie werden durch Strangguss oder Chargenguss gegossen. In kleinen Fabriken, wie etwa einer Pilotanlage oder einem Labor, werden Rohmaterialien von Stahl, wie etwa elektrolytisches Eisen und Abfälle, in einem Ofen im Vakuum oder in Luft geschmolzen und werden nach Zugabe aller Legierungselemente in eine Form gegossen, um hierdurch die Materialien zu erhalten.
• Heißwalzen
• Heißwalzen ist ein erster wichtiger Prozess beim Herstellungsverfahren für hochfestes Stahlblech der vorliegenden Erfindung. Die kristallinen Strukturen nach dem Heißwalzen werden zu einer komplexen Struktur einer Hauptphase von Ferrit und einer harten zweiten Phase, deren Flächenverhältnis im Bereich von 10 bis 85% beträgt, und der durchschnittliche Abstand zwischen den harten zweiten Phasen, gemessen in Richtung der Blechdicke, beträgt nicht mehr als 5 μm, bei dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung.
• Die hier erwähnte harte zweite Phase ist eine harte zweite Phase einer Endstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung ohne Perlit und Cementit und hat zumindest eines von Martensit, Bainit und dem Rest-Austenit. Die Metallstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung kann nicht erhalten werden, wenn die harte zweite Phase aus Cementit oder Perlit besteht.
• Der Grund für die Auswahl der obigen harten zweiten Phase wird wie folgt erläutert.
• Die Metallstruktur des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung hat Nanokörner, deren Flächenverhältnis 15 bis 90% in der Ferritphase beträgt. Die folgenden Behandlungen werden durchgeführt, um die Metallstruktur zu erhalten. D. h. zuerst hat die Metallstruktur eine komplexe Struktur von Ferrit und harter zweiter Phase vor dem Kaltwalzen. Zweitens wird das weiche Ferrit durch das Kaltwalzen einer großen Scherspannung ausgesetzt. Schließlich wird das weiche Ferrit geglüht, sodass es Nanokörner hat, deren Korngrößen nicht größer als 1,2 μm sind.
• Die harte zweite Phase (zumindest eines von Martensit, Bainit und Rest-Austenit), die vor dem Kaltwalzen vorhanden waren, wird durch Kaltwalzen umgewandelt, aber die Scherumformung bei der Umwandlung ist nicht so groß wie jene in dem Ferritanteil. Daher werden in dem Glühprozess nach dem Kaltwalzen keine Nanokörner erzeugt. Die harte zweite Phase wandelt ausgeschiedenes Cementit in Ferrit um oder unterliegt einem normalen Prozess der statischen Umkristallisierung, worin bei geringer Umformung Kerne neuer Ferritkörner gewonnen werden und wachsen. Somit werden Mikrokörner gebildet, deren Korngrößen in der Größenordnung von Mikrometern liegen. Eine Mischstruktur von Nanokörnern und Mikrokörnern wird durch diese Funktion erhalten.
• Die harte zweite Phase sollte eine höhere Härte als jene einer Ferritmatrix haben und sollte nach dem Kalzwalzen und Glühen in Ferrit umgewandelt werden. D. h. die harte zweite Phase, die für das Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung erforderlich ist, ist keine einfache Struktur von Carbid, wie etwa Cementit, sondern ist eine Struktur mit einem hohen Härtegrad, die hauptsächlich aus Ferrit oder Austenit zusammengesetzt ist.
• Der Grund dafür, dass Martensit, Bainit und Rest-Austenit für die harte zweite Phase der vorliegenden Erfindung geeignet sind, wird nachfolgend beschrieben.
• Martensit ist Ferrit, das übersättigten Kohlenstoff aufweist, und der Härtegrad ist hoch, weil aufgrund der durch den Kohlenstoff erzeugten Spannung in dem Kristallgitter die Dislokationsdichte hoch ist. Der Kohlenstoffgehalt des Martensits beträgt bis etwa 0,8%, was die Kohlenstoffkonzentration von eutektischem Fe und Fe₃C in einem Phasengleichgewichtsdiagramm von Fe-C ist, und der kleiner ist als jener von Cementit, dargestellt durch die chemische Formel Fe₃C. Daher wird das Martensit in Ferrit umgewandelt, indem nach dem Kalzwalzen Cementit in einem Glühprozess ausgeschieden wird. Entsprechend erfüllt Martensit das Erfordernis für die harte zweite Phase der vorliegenden Erfindung, dass die Struktur hauptsächlich aus Ferrit zusammengesetzt ist und einen hohen Härtegrad hat.
• Bainit ist eine Struktur, die bei einer etwas höheren Temperatur umgewandelt wird als der Temperatur, bei der die martensitische Umwandlung beginnt, und es hat eine Mischstruktur von feder- oder nadelförmigem Ferrit und feinem Cementit. Bainit enthält einen großen Dislokationsbetrag in dem Ferritanteil, der nicht so groß ist wie in Martensit (herausgegeben von Japan Institute of Metals, Steel Materials, Modern Metallurgy Course, Material Volume 4, S. 35), und der Ferritanteil mit hoher Dislokationsdichte hat einen hohen Härtegrad wie auch Cementit. Dementsprechend erfüllt Bainit das Erfordernis für die harte zweite Phase der vorliegenden Erfindung, dass die Struktur hauptsächlich aus Ferrit zusammengesetzt ist und einen hohen Härtegrad hat.
• Bainit ist eine Mischstruktur von Ferrit und Cementit, wie oben klar erläutert ist, und die Gesamtstruktur von Cementit und einem Ferritanteil mit hoher Dislokationsdichte kann als harte zweite Phase betrachtet werden, wodurch sie sich klar von Cementit unterscheidet, das allein als harte zweite Phase in der Ferritmatrix bei niedriger Dislokationsdichte existiert.
• Bainit und Cementit unterscheiden sich klar durch die Betrachtung der Metallstruktur. Wenn ein Querschnitt von Stahl nach Polieren und Ätzen durch ein Lichtmikroskop betrachtet wird, sind in der Bainitstrutur Anteile des nadelförmigen Ferrits als Dunkel zu sehen, wegen der hohen Dislokationsdichte, und die Ferritmatrix mit der niedrigen Dislokationsdichte um das nadelförmige Ferrit herum ist als Hell zu sehen. Andererseits ist die Struktur mit nur Cementit in der hellen Ferritmatrix als sphärische Ausscheidungsphase in Grau zu sehen.
• Das Rest-Austenit wird durch spannungsinduzierte Umwandlung aufgrund der Umformung in dem Walzprozess in Martensit umgewandelt und hat die gleichen Effekte wie Martensit. Darüber hinaus ist die Umwandlung der Struktur des Rest-Austenits beim Glühprozess nach dem Kaltwalzen die gleiche wie die von Martensit. Dementsprechend erfüllt das Rest-Austenit das Erfordernis für die harte zweite Phase der vorliegenden Erfindung.
• Es wird nun ein Fall erläutert, in dem die zweite harte Phase nur Cementit oder Perlit aufweist. Das Perlit ist eine Mischstruktur, die Ferrit und Cementit in der Form von Schichten aufweist, und das lamellare Cementit fungiert als harte zweite Phase. Daher sind der Fall der Cementit aufweisenden harten zweiten Phase und der Fall der Perlit aufweisenden harten zweiten Phase im Wesentlichen gleich. Der weiche Ferritanteil, der ein Charakteristikum der vorliegenden Erfindung ist, hat beim Kaltwalzen kaum eine große Scherspannung, wenn die harte zweite Phase aus Cementit hergestellt ist. Dies ist so, weil das Cementit gegen Verformung extrem brüchig ist, und die Energie des Kaltwalzens zum Aufbrechen des Cementits verwendet wird, wodurch auf das Ferrit effizient keine Spannung ausgeübt wird.
• Nanokörner werden durch Kaltwalzen mit hoher Reduktionsrate erzeugt, sodass die Walzrate nicht weniger als 85% ist. Jedoch erhält man eine Mischstruktur von Nanokörnern und Mikrokörnern, die ein Charakteristikum der vorliegenden Erfindung ist, in diesem Fall nicht, weil die Umwandlung beim Prozess des Glühens nach dem Kaltwalzen sich stark von dem Fall unterscheidet, in dem die zweite harte Phase Martensit, Bainit oder Rest-Austenit enthält. Das Cementit, das eine metastabile Phase ist, wird in eine sphärische Form umgewandelt in dem Fall, in dem die Form lamellar ist, verbleibt jedoch als Cementit, wenn in dem Glühprozess nach dem Kalzwalzen mit hoher Reduktion die Glühtemperatur nicht höher als die Transformationstemperatur Ac1 ist. Daher ist die Struktur nach dem Glühen Ferrit aus Nanokörnern und Cementit, und man erhält keine Mischstruktur, die ein Charakteristikum des Stahls der vorliegenden Erfindung ist. Dementsprechend erhält man keine Zunahme der Härte bei der raschen Verformung, d. h. die Eigenschaft der hohen Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen.
• Der Cementitanteil, der eine extrem hohe Kohlenstoffkonzentration aufweist, wird bevorzugt in Austenit umgewandelt und wird in dem anschließenden Abkühlprozess, wenn die Glühtemperatur nicht weniger als die Transformationstemperatur Ac1 beträgt, in eine Mischstruktur umgewandelt, die zumindest eines aufweist, das aus einer Gruppe gebildet ist, die aus Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit besteht. Daher erhält man eine Mischstruktur aus Ferrit, das in Nanokörnern vorliegt, und der obigen Transformationsstruktur. Die große Differenz in den statischen und dynamischen Belastungen, die ein Kennzeichen des Stahls der vorliegenden Erfindung ist, wird nicht erhalten. In der letztendlichen Metallstruktur des Stahls der vorliegenden Erfindung kann Cementit für die Phasen außer die Ferritphase verwendet werden, und es ist wichtig, dass die Ferritphase eine Mischstruktur von Nanokörnern und Mikrokörnern hat.
• Das Verfahren zum Messen der harten zweiten Phase in dem heißgewalzten Stahlblech wird wie folgt erläutert. Ein Querschnitt parallel zur Walzrichtung des heißgewalzten Stahlblechs wird mit einem Lichtmikroskop bei 400- bis 1000-facher Vergrößerung fotografiert. Dann werden drei gerade Linien an beliebigen Positionen in Richtung der Stahldicke gezogen, wie in 1 gezeigt (als Beispiel ist nur eine gerade Linie gezogen). Ein Abstand von einer Grenze einer ersten harten zweiten Phase und eines Ferrits zu einer nächsten Grenze durch ein Ferritkorn auf der geraden Linie wird mit einer Skalierung gemessen und in die Einheit von μm umgewandelt. Dieser Vorgang wird an allen harten zweiten Phasen, die in dem Bild geschnitten sind, ausgeführt, und alle gemessenen Werte werden aufgemittelt, um einen durchschnittlichen Abstand der harten zweiten Phase zu bestimmen.
• Es wird nun ein Herstellungsverfahren zum Erhalt beabsichtigter Strukturen erläutert. 2 ist ein Diagramm, das einen Wärmeverlauf des Kalzwalzens zeigt. Wie in 2 gezeigt, wird eine Bramme auf den Austenitbereich erhitzt, d. h. nicht weniger als den Umwandlungspunkt Ac3, und wird nach dem Grobwalzen endgewalzt. Das Endwalzen erfolgt bei direkt oberhalb des Transformationspunkts Ar3, d. h. dem Bereich, in dem Ferrit nicht ausgeschieden wird, und der Austenitbereich so niedrig wie möglich ist, um das Wachstum von Körner beim Walzen zu unterbinden.
• Danach wird die Bramme auf den Zweiphasenbereich von Ferrit und Austenit abgekühlt, wodurch eine Mischstruktur von Ferrit und Austenit erhalten wird.
• Die Kerndichte des Ferrits, die von der Korngrenze des Austenits ausgehend keimt, nimmt durch Hemmung des Wachstums von Austenitkörnern beim Walzen zu, und hierdurch kann die Korngröße verfeinert werden. Das bearbeitete Ferrit bleibt direkt bei Raumtemperatur, wenn das Ferrit beim Walzen ausgeschieden wird, wodurch der Effekt des Ausscheidens von feinem Ferrit durch Transformation abnimmt.
• Dann wird der Stahl im Zweiphasenbereich gehalten oder wird rasch abgekühlt, ohne gehalten zu werden. Der Austenitanteil wird im Prozess des raschen Abkühlens in die harte zweite Phase umgewandelt, und die Verfeinerung von Körnern in dem Prozess des Haltens eines Zweiphasenbereichs ist wirksam, um den Abstand zwischen den harten zweiten Phasen zu verringern.
• Das rasche Abkühlen aus dem Zweiphasenbereich erfolgt mit einer spezifischen Kühlrate oder höher. Die spezifische Kühlrate ist eine kritische Kühlrate, die durch die Zusammensetzung eines Stahls bestimmt ist, bei der eine Temperatur eines Stahlblechs einen Ms-Punkt erreicht (eine Anfangstemperatur der martensitischen Umwandlung), ohne eine Nase von Anfangspunkten der Perlittransformation im CCT-Diagramm zu überqueren.
• Wenn die Abkühlrate hoch genug ist, sodass die Nase von Anfangspunkten der Bainittransformation im CCT-Diagramm nicht überquert wird, ist die harte zweite Phase Martensit. Wenn die Kühlung bei nicht mehr als dem Ms-Punkt durchgeführt wird, wobei die Nase der Anfangspunkte der Bainitumwandlung überquert wird, ist die harte zweite Phase eine Mischstruktur von Martensit und Bainit. Wenn darüber hinaus die Abkühlung auf Raumtemperatur durchgeführt wird, nachdem das Kühlen beendet worden ist und es direkt über dem Ms-Punkt gehalten wurde, ist die harte zweite Phase Bainit.
• Wenn das Abkühlen auf Raumtemperatur durchgeführt wird, nachdem das Abkühlen beendet worden ist und es auf direkt über dem Ms-Punkt gehalten worden ist, in einem Zustand, in dem Si oder Al als Zusammensetzungen von hochfesten Stahlblechen erhöht wurde, weist die harte zweite Phase, neben dem Bainit, restliches Austenit auf. Es ist wichtig, zu verhindern, dass die harte zweite Phase außer dem Ferrit Cementit enthält, indem die Perlitumwandlung vermieden wird.
• In einer Metallstruktur, die im Querschnitt parallel zur Walze in Richtung eines Stahlblechs nach dem Heißwalzen betrachtet wird, beträgt, in dem Herstellungsverfahren für hochfeste Stahlbleche, der durchschnittliche Abstand zwischen den harten zweiten Phasen, die in der Richtung der Blechdicke bestimmt sind, bevorzugt nicht mehr als 5 μm. Der Grund hierfür wird nachfolgend erläutert.
• Kaltwalzen
• Wenn ein durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phasen einer Struktur nach dem Heißwalzen als d (μm) ausgedrückt wird, eine Blechdicke nach dem Heißwalzen (vor dem Kaltwalzen) als t₀ ausgedrückt wird, und eine Blechdicke nach dem Kaltwalzen als t ausgedrückt wird, erfolgt das Kalzwalzen in einem Zustand, in dem der Reduktionsindex D der folgenden Gleichung (10) genügt. D = d × t/t₀ ≤ 1 (10)
• Das obige d ist in der vorliegenden Erfindung als nicht mehr als 5 μm definiert. Wenn d mehr als 5 μm ist, muss auf eine Walzmaschine eine hohe Last ausgeübt werden, um ein hochfestes Stahlblech der vorliegenden Erfindung zu walzen, weil t/t₀ nicht mehr als 0,2 ist, d. h. eine hohe Reduktionswalzung bei mehr als 80% Reduktionsrate gemäß Gleichung (10) erforderlich ist. Selbst wenn die Walzreduktion in Bezug auf einen Walzdurchlauf mittels eines Tandemwalzwerks mit vier oder fünf Schritten verringert wird, erhält man die erforderliche Walzreduktion durch einfaches Walzen nicht, und es ist erforderlich, dass das Walzen zweimal durchgeführt wird. Daher ist in der vorliegenden Erfindung der Abstand zwischen den harten zweiten Phasen des heißgewalzten Stahlblechs auf nicht mehr als 5 μm begrenzt, um eine Struktur von Nanokörnern zu erhalten, obwohl die Walzreduktion nicht mehr als 80% beträgt, was derzeit mit nur einer Walzung ausgeführt werden kann.
• Glühen
• Das Glühen ist ein Prozess zum Beseitigen von Bearbeitungsspannung durch Wärmebehandlung eines Materials nach dem Kaltwalzen und auch zur Bildung einer erforderlichen Metallstruktur. Der Glühprozess umfasst einen Prozess des Erhitzens, Halten und Kühlens eines Materials nach dem Kaltwalzen, und die Haltetemperatur Ts (°C) und die Haltezeit ts (s) bei Ts genügen der folgenden Gleichung (11). 680 < –40 × log(ts) + Ts < 770 (11) (ts: Haltezeit (s), Ts: Haltetemperatur (°C), log(ts) ist ein Zehner-Logarithmus von ts).
• 3 ist ein Graph, der einen geeigneten Bereich der obigen Haltetemperatur und Haltezeit zeigt. Wenn ein Wert von (–40 × log(ts) + Ts) nicht mehr als 680(°C) beträgt, ist ein Flächenanteil von Nanokörnern ungewünscht größer als 90%, was die Obergrenze ist. Wenn andererseits der obige Wert nicht kleiner als 770(°C) ist, ist das Flächenanteil von Nanokörnern ungewünscht kleiner als 15%, was die Untergrenze ist.
• Die harte zweite Phase in einer Metallstruktur nach dem Glühen verändert sich entsprechend dem Glühmuster. 4 zeigt Diagramme verschiedener Glühmuster. 4 zeigt Muster 1, 2 und 3, die ein Fall einer CAL (kontinuierlichen Glühlinie) sind, ein Muster 4, das ein Fall von CGL (Heißtauchgalvanisierungslinie bzw. Feuerverzinkungslinie) ist, und Muster 5, das ein Fall von Kastenglühen ist. Die Strukturen, die durch Anwenden jedes in 4 gezeigten Glühmusters erhalten werden, sind in Tabelle 2 aufgelistet. Tabelle 2

  Glühmuster		TS	TQ	Art der zweiten Phase	Bemerkungen
  1	CAL mit Übervergütung	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac 1	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	P, M, B, A	Kontinuierliche Glühlinie
  		Nicht mehr als Transformationspunkt Ac1	Keine Bedingung gesetzt	C
  2	CAL mit Nachheizen Übervergütung	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	P, M, B, A	Kontinuierliche Glühlinie
  		Nicht mehr als Transformationspunkt Ac1	Keine Bedingung gesetzt	C
  3	CAL ohne Übervergütung	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	P, M, B	Kontinuierliche Glühlinie
  		Nicht mehr als Transformationspunkt Ac1	Keine Bedingung gesetzt	C
  4	CGL	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	Nicht weniger als Transformationspunkt Ac1	P, M, B, A	Feuerverzinkungslinie
  		Nicht mehr als Transformationspunkt Ac1	Keine Bedingung gesetzt	C
  5	Kastenglühen	Nicht mehr als Transformationspunkt Ac1	Keine Bedingung gesetzt	C

  P: Perlit, M: Martensit, B: Bainit, A: Rest-Austenit, C: Cementit
• Zuerst wird die Glühtemperatur erläutert. Man kann eine komplexe Struktur von Ferrit und Cementit erhalten, wenn man die Glühtemperatur Ts auf nicht mehr als den Transformationspunkt Ac1 legt. Wenn die Glühtemperatur Ts und die Starttemperatur der raschen Abkühlung T_Q nicht unter den Transformationspunkt Ac1 gelegt werden, kann eine Mischstruktur Ferrit als Matrix und zumindest eines (die harte zweite Phase) einer Transformationsstruktur aus Austenit und einer geglühten Struktur nach dem Glühen der Transformationsstruktur aufweisen.
• Die Transformationsstrukturen aus Austenit sind Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit. Das Rest-Austenit wird tatsächlich nicht umgewandelt, sondern ist in einer Transformationsstruktur enthalten, da die Struktur durch das Abkühlen von Austenit bei Raumtemperatur erhalten wird. Die geglühte Struktur nach dem Glühen der Transformationsstruktur ist eine ausgeglühte Struktur der obigen Transformationsstruktur und ist in jeder der obigen Transformationsstrukturen enthalten, wie sie auf Seite 28, Zeile 7 von unten bis Seite 30, Zeile 6 von oben erläutert sind.
• Wenn die Glühtemperatur Ts und die Starttemperatur der raschen Abkühlung T_Q nicht unter dem Transformationspunkt Ad liegen, Kohlenstoff im Stahl zum Kondensieren in Austenit nicht ausreicht und übersättigter Kohlenstoff im Ferrit verbleiben könnte, wenn die Rate des Temperaturanstiegs hoch ist und die Haltezeit kurz ist, könnte der Kohlenstoff beim Abkühlen als Cementit ausgeschieden werden. Daher umfasst in diesem Fall eine Mischstruktur zumindest eines (harte zweite Phase) von, ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus Ferrit als Matrix, einer Transformationsstruktur aus Austenit und einer ausgeglühten Struktur nach dem Glühen der Transformationsstruktur, und in dem Ferrit ist manchmal Cementit enthalten.
• Der Transformationspunkt Ac1 wird durch die Zusammensetzungen eines Materials und einer Erwärmungsrate bestimmt, und liegt in der vorliegenden Erfindung zwischen 700 und 850°C.
• Als Nächstes wird ein Kühlverfahren nach dem Glühen erläutert. Das Kühlen erfolgt durch Verwendung von Gas, durch Besprühen mit Wasser oder einem Gemisch von Wasser und Gas, durch Abschrecken (WQ) in einem Wassertank oder durch Kontaktkühlung mit einer Walze. Es sollte angemerkt werden, dass das Gas aus einer Gruppe gewählt wird, bestehend aus Luft, Stickstoff, Wasserstoff, Mischgas von Stickstoff und Wasserstoff, Helium und Argon.
• Wenn während des obigen Kühlprozesses die Kühlrate zu niedrig ist, wachsen Ferritkörner stark an, und ein Flächenanteil von Nanokörnern nimmt ab. Daher wird die Kühlrate auf nicht weniger als 10°C/s eingestellt, wenn die Temperatur eines Stahlblechs im Bereich von nicht weniger als 600°C liegt. Der Grund für das Definieren des Temperaturbereichs des Stahlblechs auf nicht weniger als 600°C ist, dass die Effekte der Kühlrate praktisch vernachlässigbar sein können, weil die Körner extrem langsam wachsen, wenn die Temperatur des Stahlblechs weniger als 600°C beträgt.
• Als Glühmuster nach dem Abkühlen entsprechend der Konfiguration der Glühlinie sind fünf Musterarten anwendbar, wie in 4 gezeigt. In einer Linie, die aus einer Kühlzone und einer Übervergütungszone, die nach einer Glühzone folgen, kann ein erstes Muster angewendet werden, in dem das Abkühlen bei etwa einer vorbestimmten Temperatur gestoppt wird und eine Übervergütungsbehandlung direkt durchgeführt wird, oder ein zweites Muster, in dem das Nachheizen und die Übervergütungsbehandlung nach dem Glühen durchgeführt werden. Ein viertes Muster entspricht CGL (Feuerverzinkungslinie) und ist das gleiche wie das zweite Muster, außer dass eine Endtemperatur des Kühlens als Temperatur einer Zinkbadschmelze definiert ist.
• Die harte zweite Phase enthält nur Cementit, wenn die Glühtemperatur Ts nicht höher als der Transformationspunkt Ac1 ist, wie oben erwähnt. Nachfolgend wird im Detail ein Fall erläutert, worin die Glühtemperatur Ts und die Starttemperatur der raschen Abkühlung T_Q nicht unter dem Transformationspunkt Ac1 liegen. Wenn die Abkühlrate hoch ist und Stahl auf nicht mehr als den Ms-Punkt abgekühlt wird, ohne eine Nase der Ferritverformung und eine Nase der Bainitverformung im CCT-Diagramm zu queren, erhält man Martensit als harte zweite Phase. Martensit ist, im genaueren Sinne, in den ersten, zweiten und vierten Mustern, die eine Übervergütungszone aufweisen, getempertes Martensit. Es sollte angemerkt werden, dass das getemperte Martensit einen hohen Härtegrad hat, aufgrund der hohen Dislokationsdichte davon, und große Effekte auf die Verfestigung von Stahl hat, was oben erwähnt ist, sodass es in der vorliegenden Erfindung ohne Unterscheidung im Martensit enthalten ist.
• Wenn die Abkühlung mit einer derartigen Kühlrate durchgeführt wird, dass deren Temperatur die Nase der Bainit-Umwandlung quert, und die Endtemperatur der Kühlung nicht über den Ms-Punkt gelegt wird, ist die harte zweite Phase eine komplexe Struktur aus Martensit und Bainit. Ob das Rest-Austenit erzeugt wird oder nicht, wird durch die Stabilität von Austenit beim Glühen ausgewählt. D. h. das Rest-Austenit behält man durch Erhöhen der Menge des Legierungselements (Si, Al) oder der Zeit der Übervergütungsbehandlung, um die Kondensation von Kohlenstoff in Austenit zu beschleunigen und das Austenit zu stabilisieren.
• Die harte zweite Phase umfasst Perlit, wenn die Abkühlrate langsam ist und deren Temperatur eine Nase der Perlit-Verformung quert. In diesem Fall können im Ferrit feine Carbide enthalten sein, weil der festgelöste Kohlenstoff in dem Ferrit beim Glühen als Cementit ausgeschieden wird, das während der Abkühlung eine metastabile Phase ist.
• Insbesondere ist die Art der Strukturen die gleiche wie in dem ersten und zweiten Muster. Wenn die Glühtemperatur Ts und die Starttemperatur der raschen Abkühlung T_Q nicht unter dem Transformationspunkt Ac1 liegen, umfasst die harte zweite Phase zumindest eines ausgewählt aus einer Gruppe, bestehend aus Perlit, Martensit, Bainit und Rest-Austenit. Die harte zweite Phase enthält nur Cementit, wenn die Glühtemperatur Ts niedriger ist als der Transformationspunkt Ac1.
• Eine Fabriklinie ohne Übervergütungszone, wie etwa das dritte Glühmuster, endet, wenn die Kühlung auf nicht mehr als 100°C nach dem Glühen durchgeführt wird. Wenn in diesem Fall die Glühtemperatur Ts und die Starttemperatur der raschen Abkühlung T_Q nicht niedriger als der Transformationspunkt Ac1 sind, enthält die harte zweite Phase zumindest eines von Perlit, Martensit und Bainit. Wenn die Glühtemperatur Ts niedriger als der Transformationspunkt Ac1 ist, enthält die harte zweite Phase nur Cementit.
• Das vierte Glühmuster entspricht CGL (Feuerverzinkungslinie). Die Oberfläche eines Stahls wird, nach der raschen Abkühlung von der Glühtemperatur, in einer Zinkbadschmelze mit Zink plattiert. Danach kann die galvanisierte Schicht durch Nachheizen legiert werden, oder braucht, durch Überspringen des Nachheizens, nicht legiert zu werden. Die Arten der harten zweiten Phasen sind die gleichen wie im Falle des ersten und des zweiten Musters, wenn das Nachheizen erfolgt, und sie sind die gleichen wie im Falle des dritten Musters, wenn das Nachheizen nicht erfolgt.
• Das fünfte Glühmuster ist Kastenglühen. Wenn nach dem Kastenglühen ein Wickel aus einem Ofenkasten entnommen wird, ist die Glühtemperatur in einem Zustand, in dem die Abkühlrate durch einen Zwangskühlvorgang 10°C/s oder höher erreicht, nicht beschränkt. Allgemein wird jedoch der Wickel nach dem Glühen nicht aus dem Ofenkasten entnommen und wird in dem Ofenkasten gekühlt. Daher ist es erforderlich, dass die Glühtemperatur auf weniger als 600°C beschränkt wird, weil die Abkühlrate 10°C/s oder höher nicht erreicht.
• Zweite Funktion im Hinblick auf Effekte des hochfesten Stahlblechs der vorliegenden Erfindung
• Nachfolgend wird eine Funktion zum Erhalt einer Struktur von Nanokörnern durch normales Kaltwalzen erläutert.
• Es wird nun das wiederholte Laminieren und Walzen, das zu Beginn erwähnt ist und das herkömmlich angewendet wurde, erläutert. Das wiederholte Laminieren und Walzen ist ein wirksames Verfahren zum Erhalt einer Struktur von Nanokörnern, weil auf eine plattenartige Probe eine hohe Spannung ausgeübt wird. Z. B. offenbart das Journal of The Japan Society for Technology of Plasticity (Band 40, Nr. 467, S. 1190) ein Beispiel von Aluminium. Eine Sub-Kornstruktur mit einer etwas unterschiedlichen Orientierung erhält man nur, wenn das Walzen mit einem geschmierten Walzwerk durchgeführt wird, und man erhält Nanokörner, wenn ein ungeschmiertes Walzwerk verwendet wird.
• Dieses Phänomen tritt auf, weil eine höhere Spannung ausgeübt wird, wenn die Scherverformung durch ein ungeschmiertes Walzwerk ausgeübt wird, als durch ein geschmiertes Walzwerk, und weil eine Scherspannung in die Innenseite eines Materials eingeleitet wird, infolge davon, dass ein Teil, der im vorherigen Zyklus eine Oberfläche war, durch einen wiederholten Zyklus des Laminierens und Walzens zur Innenseite des Materials kommt. D. h., obwohl das Laminieren und Walzen wiederholt werden, werden solange keine ultrafeinen Körner erzeugt, als nicht durch das ungeschmierte Walzen eine große Scherbelastung zur Innenseite eines Materials eingeleitet wird.
• Die Erfinder haben ein Verfahren zum Einleiten einer Scherspannung zur Innenseite eines Materials durch normales ölgeschmiertes Walzen untersucht, ohne das Laminieren und Walzen zu wiederholen, was eine niedrige Produktionseffizienz hat, und ohne ungeschmiertes Walzen, die auf das Walzwerk eine hohe Last ausübt. Im Ergebnis haben die Erfinder herausgefunden, dass eine Struktur vor dem Walzen eine komplexe Struktur sein sollte, die aus einem weichen Anteil und einem harten Anteil besteht. D. h. ein Stahlblech mit einer komplexen Struktur eines weichen Ferrits und einer harten zweiten Phase wird kaltgewalzt. Der Ferritanteil zwischen den harten zweiten Phasen wird durch das Einbinden der harten zweiten Phase scherverformt. Daher wird die Scherspannung einen großen Bereich der Innenseite des Materials eingeleitet.
• Die Erfinder haben weitere Untersuchungen ausgeführt und Ergebnisse erhalten, die zeigen, dass in die Innenseite eines Materials in der gleichen Weise wie oben eine Scherverformung eingebracht wird, wenn eine Walzung durchgeführt wird, bis ein Abstand zwischen den zweiten harten Phasen nach dem Walzen einen bestimmten Wert hat, obwohl es verschiedene Abstände zwischen den harten zweiten Phase vor dem Walzen gibt. D. h. wenn ein durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phase einer Struktur nach dem Heißwalzen als d (μm) ausgedrückt wird, eine Schichtdicke nach dem Heißwalzen (vor dem Kaltwalzen) als t₀ ausgedrückt wird, und eine Schichtdicke nach dem Kaltwalzen als t ausgedrückt wird, stellte sich heraus, dass das Kaltwalzen in einem Zustand durchgeführt werden muss, in dem der Reduktionsindex D der folgenden Gleichung (10) genügt. D = d × t/t₀ ≤ 1 (10)
• Ein Beispiel eines REM-Bilds bei einem 5000-fachen Vergrößerungsverhältnis eines Querschnitts parallel zu einer Walzrichtung eines Stahlblechs ist in 5 gezeigt. Das Stahlblech wurde durch eine Serie von Prozessen gemäß einem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung kaltgewalzt. Ein Ferritanteil in Schwarz zwischen harten zweiten Phasen (Martensit in Weiß) wird als scherverformt betrachtet. Eine große Scherspannung wird durch das normale Kaltwalzen aufgrund der Scherverformung auf die Innenseite eines Stahlblechs ausgeübt, und man erhält durch das anschließende Glühen eine Struktur von Nanokörnern.
• Erste Ausführung
• Es wurden Brammen (Brammen 1 bis 19 gemäß der vorliegenden Erfindung und Vergleichsbrammen 1 bis 11) der in Tabelle 3 gezeigten chemischen Zusammensetzungen gegossen.
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• Es wurden mittels dieser Brammen heißgewalzte Stahlbleche unter den in den Tabellen 4A und 4B gezeigten Bedingungen hergestellt, und dann wurden Stahlbleche (praktische Beispiele 1 bis 26 und Vergleichsbeispiele 1 bis 26), die die in den Tabellen 6A und 6B gezeigten ausgeglühten Strukturen aufweisen, durch Kaltwalzen und Glühen unter den in den Tabellen 5A und 5B gezeigten Bedingungen erhalten.
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• Ein zur Walzrichtung paralleler Querschnitt wurde aus jedem Stahlblech der praktischen Beispiele 3, 2, 11 und dem Vergleichsbeispiel 1 ausgeschnitten und mit 1%igem Salpeterethanol geätzt, sodass deren Strukturen im REM betrachtet werden konnten. Diese Strukturen sind in den 6 bis 9 gezeigt.
• Die 6, 7 und 8 zeigen Mischstrukturen, die Cementit als harte zweite Phase und Nanokörner und Mikrokörner als den Rest aufweisen. 9 zeigt eine Mischstruktur, die Cementit und Martensit als harte zweite Phase aufweisen, und Nanokörner und Mikrokörner als den Rest.
• Die Proben, deren Form in 10 gezeigt ist, wurden aus jedem Stahlblech ausgeschnitten und haben eine zur Walzrichtung parallele Zugachse, und es wurde ein Zugtest durchgeführt. Der Zugtest wurde bei 0,01/s und 1000/s Umformungsrate mit einer Hochgeschwindigkeitsmaterial-Testmaschine TS-2000 durchgeführt, hergestellt von Saginomiya Seisakusyo, Inc. Anhand des erhaltenen Nennbeanspruchungs-Nennumformungsdiagramm wurden Eigenschaften bestimmt, wie etwa Fließgrenze, Zugfestigkeit und Absorptionsenergie. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 beschrieben.
• Auswertung der praktischen Beispiele 1 bis 26
• In praktischen Beispielen 1 bis 26 hatte jedes Stahlblech überragende Materialeigenschaften, insbesondere war die Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen groß (jede davon war nicht kleiner als 170 MPa). Daher genügten die Stahlbleche jedes praktischen Beispiels den Erfordernissen für hohe rasche Verformungsfestigkeit, hohe Absorptionscharakteristiken von Aufprallenergie und hoher Bearbeitbarkeit und könnten daher für Automobilkarosserien angewendet werden.
• Auswertung der Vergleichsbeispiele 1 bis 26
• In den Vergleichsbeispielen 3 bis 26 hatte jeder Stahl eine geringe Differenz in den statischen und dynamischen Beanspruchungen (jede davon war kleiner als 170 MPa). Daher genügten die Stahlbleche der Vergleichsbeispiele 3 bis 26 den Anforderungen hoher Festigkeit bei rascher Verformung, hoher Aufprallenergie-Absorptionscharakteristika und hoher Bearbeitbarkeit nicht und waren daher zur Verwendung in Automobilkarosserien unerwünscht. Bei den Vergleichsbeispielen 1 und 2 betrug die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen 170 MPa oder mehr, hatte jedoch extrem hohe Walzraten beim Kaltwalzen, wodurch sie für die Herstellung unerwünscht waren wegen der großen Belastungen, die auf die Walzmaschine einwirken würden.
• Varianten der vorliegenden Erfindung
• In der vorliegenden Erfindung kann, zusätzlich zu den oben erwähnten Herstellungsverfahren, durch Plattieren beim Glühen ein feuerverzinktes Stahlblech und ein Feuerverzinkung-geglühtes Stahlblech erhalten werden. Nach der Feuerverzinkung kann ein Stahlblech in einer Elektroplattierungslinie eisenplattiert werden, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Darüber hinaus kann durch Plattieren in einer Elektroplattierungslinie nach dem Glühen des Stahls der vorliegenden Erfindung ein elektrogalvanisiertes Stahlblech und ein elektrogalvanisiertes Stahlblech mit einer Ni-Zn-Legierung erhalten werden. Ferner kann eine organische Beschichtungsbehandlung angewendet werden, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern.
• 11 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Differenz in den statischen und dynamischen Beanspruchungen einer durchschnittlichen Beanspruchung von 3 bis 5% Umformung und einem Flächenanteil von Nanokörnern zeigt. 11 zeigt, dass die Differenz der statischen und dynamischen Beanspruchungen zunimmt, wenn des obige Flächenanteil im Bereich von 15 bis 90% liegt, und die Gründe für den in Anspruch 1 der vorliegenden Erfindung definierten Wert wurden bestätigt.
• 11 zeigt Daten handelsüblicher Materialien zusätzlich zu den praktischen Beispielen und den Vergleichsbeispielen. Die Materialeigenschaften für handelsübliche Materialien sind in Tabelle 7 gezeigt. Tabelle 7

  

  F: Ferrit
  M: Martensit
  C: Cementit
• Gemäß Tabelle 7 hatte jedes handelsübliche Material 1 bis 6 eine geringere Differenz statischer und dynamischer Beanspruchungen als die des in Tabelle 6 gezeigten praktischen Beispiels. Daher stellte sich heraus, dass Stahlbleche jedes praktischen Beispiels einen extrem hohen Festigkeitsgrad bei rascher Verformung, Absorptionscharakteristika der Aufprallenergie und Bearbeitbarkeit haben, im Vergleich zu jenen der herkömmlichen handelsüblichen Materialien.
• 12 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Differenz und den statischen und dynamischen Beanspruchungen einer durchschnittlichen Beanspruchung von 3 bis 5% Umformung und der Zugfestigkeit (statischen TS) zeigt. Gemäß 12 stellte sich heraus, dass jedes praktische Beispiel eine höhere Absorptionsenergie als die anderen Beispiele hat.
• 13 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Absorptionsenergie bis 5% Umformung und der statischen Zugfestigkeit (statisches TS) zeigt. Gemäß 13 stellte sich heraus, dass jedes praktische Beispiel eine höhere Absorptionsenergie als die anderen Beispiele hat. Deren Absorptionsenergie hatten den gleichen Grad wie jene der Vergleichsbeispiele, die eine um etwa 200 MPa höhere statische TS hatten als jene der praktischen Beispiele.
• INDUSTRIELLE ANWENDBARKEIT
• Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein hochfestes Stahlblech angegeben. Z. B. hat ein hochfestes Stahlblech eine Pressformbarkeit mit dem gleichen Grad wie jene eines Stahlblechs, das eine Zugfestigkeit von 600 MPa hat, und hat überragende Aufprallenergie-Absorptionseigenschaften mit dem gleichen Grad wie jenem eines Stahlblechs, das eine Zugfestigkeit von 800 MPa hat, indem die Zugfestigkeit bei einer Crashverformung nach Formung zu einem Bauteil erhöht wird. Daher hat die vorliegende Erfindung einen Vorteil darin, dass sie in Automobilkarosserien anwendbar ist, die eine hohe Festigkeit bei rascher Verformung, überragende Aufprallabsorptionsenergie-Charakteristika und gute Bearbeitbarkeit erfordern.

Claims (9)

1. Hochfestes Stahlblech, umfassend: eine Metallstruktur, bestehend aus einer Ferritphase und einer in der Ferritphase verteilten harten zweiten Phase; wobei die harte zweite Phase in der Metallstruktur einen Flächenanteil von 3 bis 30% hat; und das Ferrit, dessen Korngrößen 1,2 μm nicht übersteigen, einen Flächenanteil von 15 bis 90% in der Ferritphase aufweist, wobei dS als durchschnittliche Korngröße des Ferrits, dessen Korngrößen 1,2 μm nicht übersteigen, und dL als durchschnittliche Korngröße von Ferrit, dessen Korngrößen 1,2 μm übersteigen, der folgenden Gleichung (1) genügen: dL/dS ≥ 3 (1).
2. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 1, wobei A(ave) als Mittelwert von Ai (i = 1, 2, 3, ...), das ein Flächenanteil der harten zweiten Phasen an jedem Gitter ist, und eine Standardabweichung s der folgenden Gleichung (2) genügen, wenn nicht weniger als neun Gitterstücke von 3 μm im Quadrat optional im Querschnitt gewählt werden, der parallel zur Walzrichtung des Stahlblechs ist: s/A(ave) ≤ 0,6 (2).
3. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 1 oder 2, worin das Stahlblech C aufweist und zumindest eines, ausgewählt aus einer Gruppe bestehend aus Si, Mn, Cr, Mo, Ni und B, und C (Menge von festgelöstem Kohlenstoff, berechnet durch Subtrahieren der Kohlenstoffmenge kombiniert mit Nb und Ti von einer gesamten Kohlenstoffmenge) den folgenden Gleichungen (4), (5) und (6) genügt, basierend auf der folgenden Gleichung (3): F₁(Q) = 0,65Si + 3,1Mn + 2Cr + 2,3Mo + 0,3Ni + 2000B (3) F₁(Q) ≥ –40C + 6 (4) F₁(Q) ≥ 25C – 2,5 (5) 0,02 ≤ C ≤ 0,3 (6) wobei die Zusammensetzungsverhältnisse (Massen-%) der additiven Elemente für jedes der additiven Elemente in die Gleichung (3) eingesetzt sind.
4. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 3, worin dessen Zusammensetzungen der folgenden Gleichung (9) genügen, basierend auf den folgenden Gleichungen (7) und (8): F₂(S) = 112Si + 98Mn + 218P + 317Al + 9Cr + 56Mo + 8Ni + 1417B (7) F₃(P) = 500 × Nb + 1000 × Ti(8) F₂(S) + F₃(P) ≤ 360(9) wobei die Zusammensetzungsverhältnisse (Massen-%) der additiven Elemente für jedes der additiven Elemente in die Gleichungen (7) und (8) eingesetzt sind.
5. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 3 oder 4, worin das Stahlblech zumindest eines von nicht mehr als 0,72 Massen-% von Nb und nicht mehr als 0,36 Massen-% von Ti aufweist.
6. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 4 oder 5, worin das Stahlblech zumindest eines von nicht mehr als 2 Massen-% von P und nicht mehr als 18 Massen-% von Al aufweist.
7. Hochfestes Stahlblech nach Anspruch 3 bis 6, worin das Stahlblech nicht mehr als 5 Massen-% von Si, nicht mehr als 3,5 Massen-% von Mn, nicht mehr als 1,5 Massen-% von Cr, nicht mehr als 0,7 Massen-% von Mo, nicht mehr als 10 Massen-% von Ni und nicht mehr als 0,003 Massen-% von B aufweist.
8. Herstellungsverfahren für das hochfeste Stahlblech gemäß Anspruch 1 bis 7, wobei das Verfahren umfasst: Kaltwalzen eines heißgewalzten Stahlblechs, bestehend aus einer Metallstruktur einer Ferritphase und einer harten zweiten Phase, in einem Zustand, in dem der Reduktionsindex D der folgenden Gleichung (10) genügt; und Glühen des heißgewalzten Stahlblechs in einem Zustand, der der folgenden Gleichung (11) genügt: D = d × t/t₀ ≤ 1 (10) (d: durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phasen (μm), t: Blechdicke nach dem Kaltwalzen; t₀: Blechdicke zwischen nach dem Heißwalzen und vor dem Kalzwalzen) 680 < –40 × log(ts) + Ts < 770 (11) (ts: Haltezeit (s), Ts: Haltetemperatur (°C), log(ts) ist der Zehner-Logarithmus von ts).
9. Herstellungsverfahren für das hochfeste Stahlblech gemäß Anspruch 8, worin ein durchschnittlicher Abstand zwischen den harten zweiten Phasen in Richtung der Blechdicke des heißgewalzten Stahlblechs nicht mehr als 5 μm beträgt.

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